JP2007277701A - 溶接性に優れた高強度鋼材およびその製造方法 - Google Patents

溶接性に優れた高強度鋼材およびその製造方法 Download PDF

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Abstract

【課題】窒化によって強化しても溶接性時にブローホールが発生するのを抑制できる高強度鋼材を提供する。また、こうした溶接性に優れた高強度鋼材を圧延負荷を軽減しながら製造できる方法を提供する。
【解決手段】Ｎ量が０．０２０質量％以下（０質量％を含まない）の高強度鋼材であり、この鋼材の金属組織はフェライト単相で、且つ最大径が２０ｎｍ以下のＴｉ窒化物が、１μｍ２当たり２５０個以上整合析出している高強度鋼材である。この高強度鋼材は、最大径が６ｎｍ以下のＴｉ窒化物の個数が、最大径が２０ｎｍ以下のＴｉ窒化物の個数に対して８０％以上になっている。
【選択図】図１

Description

本発明は、加工性、溶接性、および強度特性に優れた鋼材に関するものであり、特に自動車の車体の素材として好ましく用いられる鋼材に関するものである。
自動車業界では、車体の安全性を向上させる一方で、軽量化による低燃費の実現が求められており、その素材として高強度鋼板の需要が増大している。
従来、鋼板の強度は、鋼中に炭化物を析出させることによる析出強化や、ＳｉやＭｎを添加することによる固溶強化、或いは低温変態生成物を生成させることによる強化によって向上されていた。
ところが炭化物による析出強化では、炭素含有量を増大させると溶接性が劣化することがある。一方、ＳｉやＭｎ等の合金成分を多量に添加すると、化成処理性を劣化させたり、製造コストを高めることがある。また、合金成分を多量に添加すると、熱間圧延や冷間圧延時に鋼板の強度が高くなり過ぎるため、圧延荷重の増大を引き起こし、所望サイズ（板厚と板幅）の鋼板を製造することが困難となる。
そこで特許文献１には、素地鋼板に含まれる合金成分を少なくすることで、熱間圧延や冷間圧延時には強度が低く、圧延負荷を増大させることなく圧延でき、次いで圧延後に焼鈍する際に窒化することで、鋼中に含まれるＴｉを窒化物として析出させて強度を高める技術が提案されている。しかし窒化処理時の雰囲気を制御することは難しく、鋼中にＮが過剰に固溶すると、溶接時にブローホールを発生して溶接強度を劣化し、溶接性が悪くなる。特に上記特許文献１では窒化して得られた窒化鋼コイルをそのまま常温まで冷却しているため、鋼中にＮが過剰に固溶している。従ってこのＮが溶接時にブローホールを発生するため溶接性が悪い。
特表２００１−５０７０８０号公報
本発明は、この様な状況に鑑みてなされたものであり、その目的は、窒化によって強化しても溶接時にブローホールが発生するのを抑制できる高強度鋼材を提供することにある。また、本発明の他の目的は、こうした溶接性に優れた高強度鋼材を、圧延負荷を軽減しながら製造できる方法を提供することにある。
本発明者らは、鋼材の溶接性を劣化させることなく、強度を高めた鋼材を圧延負荷を軽減しつつ製造する方法を提供すべく、鋭意検討を重ねてきた。その結果、熱間圧延または冷間圧延して得られた素地鋼材を窒化し、次いで脱窒素処理とＴｉ窒化物析出処理の順で行なえば、鋼中にＴｉ窒化物を析出させることができ、高強度化を実現できること、このとき圧延時にはＴｉ窒化物が析出していないため、圧延負荷を軽減しつつ製造できること、またこうして得られた高強度鋼材は、鋼中に含まれるＮ量が０．０２０％以下の鋼材に、最大径が２０ｎｍ以下の微細なＴｉ窒化物を整合析出しているため、溶接性を劣化させることなく、鋼材の強度を高めることができることを見出し、本発明を完成した。
即ち、上記課題を解決することのできた本発明に係る高強度鋼材とは、Ｎ量が０．０２０％（質量％の意味。以下、化学成分について同じ。）以下（０％を含まない）であり、この鋼材の金属組織はフェライト単相で、且つ最大径が２０ｎｍ以下のＴｉ窒化物が、１μｍ２当たり２５０個以上整合析出している点に要旨を有する。
この高強度鋼材は、最大径が６ｎｍ以下のＴｉ窒化物の個数は、最大径が２０ｎｍ以下のＴｉ窒化物の個数に対して８０％以上になっている。
前記鋼材は、Ｃ，ＳおよびＴｉを含有し、下記（１）式で算出される有効Ｔｉ＊量が０．０２〜０．０８％になっている。
Ｔｉ＊＝［Ｔｉ］−４８×（［Ｃ］／１２＋［Ｓ］／３２） …（１）
式中、［ ］は、鋼材中に含まれる各元素の含有量（％）を示している。
前記鋼材の成分組成は特に限定されないが、Ｃ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｓｉ：１％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：１．５％以下（０％を含まない）、Ｐ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．０５％以下（０％を含まない）、およびＴｉ：０．０２〜０．３％、を含有していてもよい。
本発明の高強度鋼材は、熱間圧延または冷間圧延して得られた素地鋼材に、焼鈍炉で、窒化処理、脱窒素処理、およびＴｉ窒化物析出処理をこの順で行なうことにより製造することができる。具体的には、熱間圧延または冷間圧延後に、（ａ）Ｔｉ：０．０２〜０．３％とＮ：０．００５％以下（０％を含まない）を含む素地鋼材を、窒化ガス含有雰囲気下で温度５００〜６１０℃に加熱する窒化工程、（ｂ）窒化した鋼材を、窒化ガスを含まない雰囲気下で温度５００〜６１０℃で放置する脱窒素工程、（ｃ）脱窒素した鋼材を、温度６４０〜７５０℃に加熱するＴｉ窒化物析出工程、をこの順で行なえばよい。
前記窒化工程の雰囲気ガスは、水素、窒素、およびアンモニアを含む混合ガスであることが好ましい。前記脱窒素工程の雰囲気ガスは、非酸化性ガスであることが好ましい。前記Ｔｉ窒化物析出工程の雰囲気ガスは、非酸化性ガスであることが好ましい。
前記窒化処理または前記窒化工程に先立って、前記素地鋼材を成形加工してもよい。
前記素地鋼材の形態は特に限定されず、例えば、鋼板であってもよいし、成形品であってもよい。本発明では、素地鋼板に窒化処理、脱窒素処理、およびＴｉ窒化物析出処理をこの順で行なって得られたものを「高強度鋼板」とよび、素地鋼板を成形加工して得られた成形品に対して窒化処理、脱窒素処理、およびＴｉ窒化物析出処理をこの順で行なって得られたものを「高強度部材」とよぶ。
本発明によれば、圧延後に、窒化処理しているため、圧延負荷を高めることなくＴｉ窒化物による析出強化を利用できる。しかも窒化処理後に、脱窒素処理しているため、鋼中に過剰に固溶したＮを除去することができる。さらに脱窒素処理後にＴｉ窒化物析出処理することで、微細なＴｉ窒化物を整合析出させることができる。このようにして得られる鋼材は、鋼中に含まれるＮ量が０．０２０％以下であるため、溶接性に優れており、しかも最大径が２０ｎｍ以下の微細なＴｉ窒化物が整合析出しているため、強度も向上している。
まず、本発明の高強度鋼材を製造する方法について説明する。本発明の高強度鋼材を製造するに当たっては、溶製して得られた圧延素材を、常法に従って熱間圧延（必要に応じて冷間圧延）して得られた素地鋼材に、窒化処理、脱窒素処理、およびＴｉ窒化物析出処理をこの順で行なう。
上記圧延素材としては、Ｔｉを０．０２〜０．３％含有し、Ｎ量が０．００５％以下（０％を含まない）の鋼を用いる。本発明では、この鋼を常法に従って熱間圧延（必要に応じて冷間圧延）して得られたＴｉを含む素地鋼材を後述する手順で窒化処理等することで、Ｔｉ窒化物を形成して強度を高めるのであるが、圧延素材がＴｉと過剰なＮを含有していると、圧延までの間に圧延素材中にＴｉ窒化物が析出し、圧延素材の強度が高くなり、圧延負荷を軽減できないからである。なお、圧延素材のＮ量を０．００５％以下に抑えるには、溶製段階で溶鋼を脱ガス処理等して脱Ｎしておけばよい。
上記圧延素材に含まれるＴｉは、圧延後の工程でＴｉ窒化物を析出させて素地鋼材の強度を高めるために、０．０２％以上であるのがよく、より好ましくは０．０２５％以上、更に好ましくは０．０３％以上である。しかし過剰に含有すると、Ｔｉ窒化物が粗大化し易くなり、却って素地鋼材の強度を低下させる他、最終的に得られる高強度鋼材に含まれるＮ量が増えるため溶接性が劣化する。従ってＴｉは０．３％以下、好ましくは０．２％以下、より好ましくは０．１％以下である。
圧延して得られた素地鋼材に、（ａ）窒化ガス含有雰囲気下で温度５００〜６１０℃に加熱する窒化処理（以下、この処理工程を窒化工程とよぶことがある）、（ｂ）窒化した鋼材を、窒化ガスを含まない雰囲気下で温度５００〜６１０℃で放置する脱窒素処理（以下、この処理工程を脱窒素工程とよぶことがある）、（ｃ）脱窒素した鋼材を、温度６４０〜７５０℃に加熱するＴｉ窒化物析出処理（以下、この処理工程をＴｉ窒化物析出工程とよぶことがある）を施す。
窒化工程では、Ｔｉを含有する素地鋼材を窒化ガス含有雰囲気下で、比較的低温で加熱することで、鋼中にＴｉとＮのクラスターを形成し、次の脱窒素工程で、前の窒化工程で鋼中に過剰に導入された固溶Ｎを鋼中から除去して鋼中のＮ量を低減する。このように窒化処理した後に、脱窒素処理すると、窒化によって鋼中に過剰に導入された固溶Ｎは鋼中から除去されるが、窒化工程で鋼中に形成されたＴｉとＮのクラスター中のＮは脱窒素されない。従って脱窒素後に、後述するように加熱すれば、ＴｉとＮのクラスターは鋼中にＴｉ窒化物となって析出し、鋼材の強度を高めることができる。
なお、窒化した後に、脱窒素せずに室温まで冷却すると、鋼中に過剰に導入された固溶Ｎが冷却途中でＦｅ窒化物（例えば、Ｆｅ４ＮやＦｅ１６Ｎ２など）を形成する。このＦｅ窒化物は、鋼材の強度向上には殆ど寄与しないにもかかわらず、鋼中に含まれるＮ量を増大させるため、溶接性を劣化させる原因となる。またＦｅ窒化物が一旦形成されると、再加熱しても脱窒素できない。
脱窒素工程の後は、Ｔｉ窒化物析出工程において比較的高温に加熱することで、ＴｉとＮのクラスターをＴｉ窒化物として鋼中に析出させて鋼材の強度を高める。このＴｉ窒化物析出工程では、比較的高温に加熱しても、前の脱窒素工程で、鋼中に過剰に導入されたＮを除去しているため、素地鋼材がオーステナイト化してＴｉ窒化物が整合析出するのを阻害したり、Ｔｉ窒化物が粗大化することはない。
以下、（ａ）窒化工程，（ｂ）脱窒素工程および（ｃ）Ｔｉ窒化物析出工程の各工程について詳細に説明する。
（ａ）窒化工程では、Ｔｉを含む素地鋼材を窒化ガス含有雰囲気下で５００〜６１０℃に加熱して窒化する。５００〜６１０℃の比較的低温で窒化することで、鋼中にＴｉとＮのクラスターを形成することができる。しかし５００℃未満では、ＴｉとＮのクラスターが形成されず、窒化によって鋼中に導入されたＮは、固溶Ｎとして存在する。そのため窒化後に脱窒素処理すると、この固溶Ｎは鋼中から除去されるため、Ｔｉ窒化物析出工程でＴｉ窒化物を析出させることができない。従って窒化処理温度は５００℃以上とし、好ましくは５１０℃以上、より好ましくは５２０℃以上である。しかし６１０℃を超えると、母材がオーステナイト化してＴｉ窒化物が整合析出せず、鋼材の強度を高めることができない。また粗大なＴｉ窒化物が生成したり、他の元素の窒化物が生成するため、最終的にＮ量が増大し、溶接性が劣化する。従って窒化処理温度は６１０℃以下とし、好ましくは６００℃以下である。
上記窒化工程は、窒化ガスを含む雰囲気下で行なう。窒化ガスとしては、例えばアンモニアを用いることができ、残部は非酸化性ガスであればよい。非酸化性ガスとしては、例えば水素やヘリウム、アルゴン、窒素などのガスを用いることができ、これらのガスを単独で、或いは混合して用いればよい。なお、窒素ガスは、５００〜６１０℃では窒化能力がないため、窒化ガスとしては用いることができない。
上記窒化工程は、特に、水素，窒素，およびアンモニアを含む混合ガス雰囲気下で行なうのがよい。混合ガスとして、水素と窒素にアンモニアを混合したガスを用いることで、窒化速度を一段と大きくすることができる。混合ガスに占めるアンモニアガスの分率は、体積％で、１％以上であることが好ましく、より好ましくは３％以上である。しかしアンモニアガスの分率が大きすぎると、窒化ポテンシャルが高くなり過ぎて、鋼材の表面に厚いＦｅ窒化物層が形成されるため、脱窒素に時間がかかり、経済的に好ましくない。従って上記アンモニアガスの分率は、体積％で、１０％以下であることが好ましく、より好ましくは８％以下である。
（ｂ）脱窒素工程は、窒化ガスを含まない雰囲気下で５００〜６１０℃で行なうのがよい。５００〜６１０℃の比較的低温で脱窒素することで、前の窒化工程で鋼中に過剰に導入された固溶Ｎを除去できる。しかし５００℃未満では、脱窒素不足となり、鋼中に固溶Ｎが多く残る。そのため最終的に鋼中のＮ量が多くなり、溶接性が劣化する。また、固溶Ｎを多く含む鋼材に後工程でＴｉ窒化物析出処理を施すと、該処理時に母材がオーステナイト化するため、最終的にＴｉ窒化物がフェライト中に整合析出せず、強度を高めることができない。従って脱窒素処理温度は５００℃以上とし、好ましくは５１０℃以上、より好ましくは５２０℃以上である。しかし６１０℃を超えると、母材がオーステナイト化するため、Ｔｉ窒化物がフェライト中に整合析出しなくなる。また脱窒素し終わるまでにＴｉ窒化物が粗大化したり、他の元素の窒化物が生成するため、最終的にＮ量が増大し、溶接性が劣化する。従って脱窒素処理温度は６１０℃以下、好ましくは６００℃以下である。
上記脱窒化工程は、窒化ガスを含まない雰囲気下で行なう。窒化した素地鋼材から固溶Ｎを脱窒素するためである。
雰囲気ガスとしては、上記（ａ）で例示した非酸化性ガスを用いることができる。鋼材表面の酸化を防止するためである。但し、非酸化性ガスとして窒素ガスを用いる場合は、窒素ガス量は１０体積％以下にするのがよい。脱窒素を効率良く行なうためである。
（ｃ）脱窒素した鋼材は、６４０〜７５０℃に加熱してＴｉ窒化物を析出させる。Ｔｉ窒化物析出工程では、窒化工程や脱窒素工程よりも相対的に高温に加熱することで、窒化工程で鋼中に形成したＴｉとＮのクラスターを鋼中にＴｉ窒化物として析出させることができる。Ｔｉ窒化物が析出することで、鋼材が高強度化する。このとき前工程の脱窒素工程で、鋼中に過剰に導入されたＮを除去しているため、６４０℃以上に加熱しても母材はオーステナイト化せず、フェライト領域内でＴｉ窒化物を析出させることができる。そのためＴｉ窒化物析出工程の後、室温まで冷却すると、Ｔｉ窒化物がフェライト中に整合析出した鋼材を得ることができる。しかし６４０℃未満では、クラスター内のＮの拡散が不充分となり、Ｔｉ窒化物が析出せず、鋼材の強度を充分に高めることができない。なお、Ｔｉ窒化物析出処理温度を低くしても、処理時間を長くすればＴｉ窒化物を析出させることはできるが、生産効率が低下するため好ましくない。従ってＴｉ窒化物析出処理温度は６４０℃以上とし、好ましくは６５０℃以上である。しかし７５０℃を超えると母材がオーステナイト化し、Ｔｉ窒化物がフェライト中に整合析出しなくなり、鋼材の強度を高めることができない。従ってＴｉ窒化物析出処理温度は７５０℃以下とし、好ましくは７３０℃以下、より好ましくは７００℃以下である。
上記Ｔｉ窒化物析出工程の雰囲気ガスの種類は特に限定されないが、上記（ａ）で例示した非酸化性ガスを用いるのが好ましい。鋼材表面の酸化を防止するためである。なお、非酸化性ガスとして、窒素を含むガスを用いてもよいが、鋼中に固溶するＮ量を増加させて冷却途中でＦｅ窒化物を析出させないためにも、混合ガスに占める窒素の分率は、体積％で、１０％以下に抑えるのがよい。
上記素地鋼材の形態は特に限定されず、例えば、鋼板であってもよいし、成形品であってもよい。
上記素地鋼材が鋼板の場合は、溶製して得られた圧延素材を常法に従って熱間圧延（必要に応じて冷間圧延）して得られた素地鋼板を、窒化処理、脱窒素処理、Ｔｉ窒化物析出処理すればよい。
なお、素地鋼材が鋼板の場合には、その厚みは特に限定されないが、自動車の車体用の素材としては薄鋼板が用いられることが多い。薄鋼板の厚みは一般に３ｍｍ未満である。好ましくは２ｍｍ以下、より好ましくは０．６〜１．５ｍｍ程度である。
上記素地鋼材が成形品の場合は、上記窒化処理（窒化処理工程）に先立って、成形加工（例えば、プレス成形）すればよい。即ち、溶製して得られた圧延素材を、常法に従って熱間圧延（必要に応じて冷間圧延）した後、成形加工し、これを窒化処理、脱窒素処理、Ｔｉ窒化物析出処理すればよい。
成形加工の種類は特に限定されず、プレス成形の他、へら絞り成形やロールフォーミング等であってもよい。成形加工の条件も特に限定されず、常法の条件に従って成形すればよい。
上述した本発明の製造方法で得られた高強度鋼材の表面には、必要に応じて、溶融亜鉛めっきや合金化溶融亜鉛めっき、電気亜鉛めっきなどを施してもよいし、種々の皮膜塗装を行なってもよい。
こうして得られた本発明の高強度鋼材は、Ｎ量が０．０２０％以下（０％を含まない）であり、該鋼材の金属組織は、フェライト単相で、且つ最大径が２０ｎｍ以下のＴｉ窒化物が、１μｍ２当たり２５０個以上整合析出している。以下、本発明の高強度鋼材について詳細に説明する。
本発明の高強度鋼材の金属組織はフェライト単相になっており、この高強度鋼材に含有するＮ量は０．０２０％以下である。Ｎ量が０．０２０％以下に抑えられていることで、この鋼材を溶接してもブローホールは発生せず、溶接性を改善できる。そして本発明の高強度鋼材は、Ｎ量が０．０２０％以下に抑えられた上で、最大径が２０ｎｍ以下の微細なＴｉ窒化物が、１μｍ２当たり２５０個以上整合析出していることで、高強度化を実現できる。上記Ｎ量は０．０１９％以下であることが好ましく、より好ましくは０．０１８％以下である。
また、整合析出しているＴｉ窒化物は、１μｍ２当たり２５５個以上であるのが好ましく、より好ましくは２６０個以上である。Ｔｉ窒化物は、高強度鋼材に含まれるＮ量が０．０２％を超えない範囲で、できるだけ多く生成していることが好ましい。
なお、整合析出とは、Ｔｉ窒化物とＦｅ（母材）の界面において、界面を挟む両側の原子が１対１に対応しており、連続的につながって析出していることを意味し、Ｔｉ窒化物が整合析出しているかどうかは、例えば、電界放出型透過型電子顕微鏡（Ｆｅ−ＴＥＭ；Ｆｉｅｌｄ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）で観察したときに、析出物の周囲に整合歪によるコントラストが有るか無いかを観察することで確認できる。
上記Ｔｉ窒化物の最大径は、高強度鋼材の断面を透過型電子顕微鏡を用いて１０万倍で撮影し、これを更に引き伸ばして最終的に２５万倍とした写真を用い、ノギスを用いて測定すればよい。
本発明の高強度鋼材は、最大径が６ｎｍ以下のＴｉ窒化物の個数が、最大径が２０ｎｍ以下のＴｉ窒化物の個数に対して８０％以上になっている。即ち、本発明の高強度鋼材は、最大径が６ｎｍ以下の超微細Ｔｉ窒化物が多数生成した鋼材である。
最大径が６ｎｍ以下のＴｉ窒化物の個数の割合を算出するには、高強度鋼材の断面を透過型電子顕微鏡を用いて１５万倍で撮影し、これを更に引き伸ばして最終的に３３万倍とした写真を用い、個々のＴｉ窒化物の最大径をノギスで測定し、個数分布を求めて割合を算出すればよい。測定範囲は５００ｎｍ×５００ｎｍ相当分とし、１視野当たり１２０個のＴｉ窒化物について最大径を測定し、これを２視野について測定すればよい。
本発明の高強度鋼材は、該鋼材の断面を透過型電子顕微鏡を用いて１万倍で観察したときに、最大径が１００ｎｍ以上の粗大な析出物が認められないことが好ましい。粗大な析出物が多くなると、伸びフランジ性が劣化するからである。
なお、析出物とは、Ｔｉの窒化物の他に、炭化物や硫化物、Ａｌ窒化物、酸化物系介在物（例えば、Ａｌ２Ｏ３、ＳｉＯ２など）などを指す。
本発明の高強度鋼材は、Ｃ，ＳおよびＴｉを含有し、下記（１）式で算出される有効Ｔｉ＊量が０．０２〜０．０８％であるのがよい。
Ｔｉ＊＝［Ｔｉ］−４８×（［Ｃ］／１２＋［Ｓ］／３２） …（１）
式中、［ ］は、鋼材中に含まれる各元素の含有量（％）を示している。
有効Ｔｉ＊量とは、Ｎと結合し得るＴｉ量を意味している。Ｔｉ＊が０．０２％未満では、Ｔｉ窒化物量が少ないことを示しており、鋼材の強度を高めることができない。従ってＴｉ＊は０．０２％以上であることが好ましく、より好ましくは０．０２５％以上である。しかしＴｉ＊が０．０８％を超えると、窒化時に素地鋼材に導入されるＮ量が多くなり、最終的に鋼材に含有されるＮ量が多くなるため、溶接性が劣化する。従ってＴｉ＊は０．０８％以下であることが好ましく、より好ましくは０．０７５％以下である。
本発明の高強度鋼材の成分組成が、上記（１）式を満足するように調整するには、素地鋼材を製造する際に、Ｃ，ＳおよびＴｉの含有量が、上記（１）式を満足するように成分調整すればよい。
本発明の高強度鋼材の具体的な成分組成は特に限定されないが、ＣとＳの好ましい含有量は、以下の通りである。
Ｃ：０．０５％以下（０％を含まない）
Ｃは、鋼材の強度を確保するために重要な元素であるが、鋼材の金属組織をフェライト単相にするには、Ｃは０．０５％以下であるのがよい。またＣはＴｉと結合してＴｉ炭化物を形成し、有効Ｔｉ＊量を低下させるため、Ｃはできるだけ少ない方がよい。Ｃはより好ましくは０．０３％以下であり、更に好ましくは０．０１％以下である。
Ｓ：０．０５％以下（０％を含まない）
Ｓは、Ｔｉと結合してＴｉ硫化物［二硫化チタン（ＴｉＳ２）］を形成し、有効Ｔｉ＊量を低下させるため、Ｓはできるだけ少ない方がよい。従ってＳは０．０５％以下であるのが好ましく、より好ましくは０．０３％以下、更に好ましくは０．０１％以下である。なお、Ｓは不可避的に０．０００５％程度含有している。
本発明の高強度鋼材は、圧延負荷を軽減するために、合金成分をできるだけ含まない方がよいが、通常、ＳｉやＭｎ，Ｐ，Ａｌを含有している。これらの元素の好ましい範囲は以下の通りである。
Ｓｉ：１％以下（０％を含まない）
Ｓｉを過剰に含有するとメッキ性が悪くなる。従ってＳｉは１％以下であることが好ましく、より好ましくは０．５％以下、更に好ましくは０．３％以下である。但し、Ｓｉは、固溶強化によって鋼材の強度を高めるのに作用する。従ってＳｉは０．０１％以上（好ましくは０．０５％以上）含有していてもよい。
Ｍｎ：１．５％以下（０％を含まない）
Ｍｎを過剰に含有するとメッキ性が悪くなる。従ってＭｎは１．５％以下であることが好ましく、より好ましくは１％以下、更に好ましくは０．５％以下である。但し、Ｍｎは、Ｓｉと同様に、固溶強化によって鋼材の強度を高めるのに作用する。従ってＭｎは０．０１％以上（好ましくは０．１％以上）含有していてもよい。
Ｐ：０．０５％以下（０％を含まない）
Ｐを過剰に含有すると、溶接割れを起こし易くなる。従ってＰは０．０５％以下であることが好ましく、より好ましくは０．０３％以下、更に好ましくは、０．０１％以下である。なお、Ｐは不可避的に０．００１％程度含有している。
Ａｌ：０．０５％以下（０％を含まない）
Ａｌは、Ｎと結合してＡｌ窒化物を形成し、鋼中のＮを消費してＴｉ窒化物の形成を阻害する元素である。またＡｌ窒化物を形成することで鋼材に含まれるＮ量を増大し、溶接性を劣化させる。従ってＡｌは０．０５％以下であることが好ましく、より好ましくは０．０４％以下、更に好ましくは０．０３％以下である。なお、Ａｌを脱酸元素として添加する場合には０．０１％以上含有していてもよく、より好ましくは０．０２％以上である。
本発明の高強度鋼材の残部は、鉄および不可避不純物（例えば、トランプ元素）であってもよい。
本発明の鋼板は、高強度で、しかも溶接性に優れているため、例えば、自動車のサスペンション部品や、各種メンバー類、シル、ピラー類、更にはドアインパクトビームなどの補強部品用の素材として用いることができる。また、本発明には、素地鋼板を成形加工した後に、窒化処理、脱窒素処理、およびＴｉ窒化物析出処理をこの順で行なって得られた高強度部材（例えば、自動車のサスペンション部品や、各種メンバー類、シル、ピラー類、更にはドアインパクトビームなどの補強部品）も包含される。また、本発明の高強度部材は、建築用途や土木用途などにも適用可能である。
以下、本発明を実施例によって更に詳細に説明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更し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。
実施例１
下記表１に示す成分組成の鋼（残部はＦｅおよび不可避不純物）を真空溶解して得られた圧延素材を、１２５０℃に加熱し、仕上げ温度を９５０℃、巻取り温度を６００℃として熱間圧延し、厚み２ｍｍの熱間圧延材を得た。表１には、熱間圧延材に含まれるＣ，ＳおよびＴｉ含有量から上記（１）式で算出した有効Ｔｉ＊量を合わせて示す。
次に、得られた熱間圧延材の表面と裏面を夫々研削して厚み１ｍｍの素地鋼板を得た。得られた素地鋼板から切り出した試験片の表面を脱脂した後、焼鈍炉へ装入し、窒化処理、脱窒素処理およびＴｉ窒化物析出処理をこの順で行なった。
窒化処理は、下記表２に示す温度に加熱して２時間行った。窒化処理は、水素を７１．２５体積％、窒素を２３．７５体積％、アンモニアガスを５体積％含む混合ガス雰囲気で行なった。脱窒素処理は、下記表２に示す温度で４時間行った。脱窒素処理は、水素ガス雰囲気で行なった。Ｔｉ窒化物析出処理は、下記表２に示す温度で４時間行った。Ｔｉ窒化物析出処理は、水素ガス雰囲気で行なった。
なお、表２に示すＮｏ．８〜１０については、窒化処理のみを行ない、脱窒素処理とＴｉ窒化物析出処理は行なっていない。
次に、処理後の試験片に含まれるＮ量を、不活性ガス融溶解熱伝導度法で測定した。測定結果を下記表２に示す。また、処理後の試験片の金属組織を下記手順で観察するとともに、引張強度と溶接性を下記手順で夫々評価した。
試験片の金属組織は、厚み方向の断面をナイタール腐食した後、光学顕微鏡を用いて４００倍で観察し、フェライト単相であることを確認した。
また、試験片の断面を透過型電子顕微鏡を用いて１万倍で、１０視野観察し、試験片に析出している析出物の大きさを測定して、最大径が１００ｎｍ以上の粗大な析出物の個数を求めた。最大径が１００ｎｍ以上の粗大な析出物の個数が、１μｍ２当たり０個の場合を「粗大析出物が無い」、１〜１０個の場合を「粗大析出物が少ない」、１１個以上の場合を「粗大析出物が多い」と評価した。評価結果を下記表２に示す。また、表２のＮｏ．１の断面を透過型電子顕微鏡を用いて１５万倍で撮影した写真（図面代用写真）を図２に示す。
また、析出物の成分分析を抽出レプリカを用い、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）に付属するエネルギー分散型Ｘ線検出器（ＥＤＸ；ｅｎｅｒｇｙ ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ Ｘ−ｒａｙ ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｅｒ）で分析した。
また、Ｔｉ窒化物が整合析出しているかどうかは、Ｆｅ−ＴＥＭを用いて観察し、析出物の周囲に整合歪によるコントラスト（整合歪コンター）が有るか無いかを観察することで確認した。整合歪コンターが無い場合を整合析出していないと判断し、整合歪コンターが有る場合を整合析出していると判断した。
整合析出しているＴｉ窒化物の最大径は、試験片の断面を透過型電子顕微鏡を用いて１０万倍で撮影し、これを更に引き伸ばして最終的に２５万倍とした写真を用い、ノギスで測定した。表２に最大径が２０ｎｍ以下のＴｉ窒化物の１μｍ２当たりの個数を示す。
また、最大径が６ｎｍ以下のＴｉ窒化物の個数の割合を表２に示す。最大径が６ｎｍ以下のＴｉ窒化物の個数の割合は、試験片の断面を透過型電子顕微鏡を用いて１５万倍で撮影し、これを更に引き伸ばして最終的に３３万倍とした写真を用い、個々のＴｉ窒化物の最大径をノギスで測定し、個数分布を求めて割合を算出した。測定範囲は５００ｎｍ×５００ｎｍ相当分とし、１視野当たり１２０個のＴｉ窒化物について最大径を測定し、これを２視野について測定した。図１にＴｉ窒化物の最大径を測定した結果を示す。
引張強度は、処理前の素地鋼板と処理後の試験片から夫々ＪＩＳ５号試験片を切り出し、インストロン社製の引張試験機を用いて測定した。処理後の試験片の引張強度から処理前の素地鋼板の引張強度を引いた値（ΔＴＳ）を算出し、ΔＴＳが３００ＭＰａ以上の場合を合格とする。ΔＴＳを下記表２に示す。
溶接性は、処理後の試験片同士をアーク溶接し、ブローホールの発生の有無を観察して評価した。アーク溶接は、試験片（厚み１ｍｍ）から７０ｍｍ×４００ｍｍの試験片を切り出し、重ね代を５ｍｍとし、重ね隅肉ＣＯ２アーク溶接を行なった。溶接ワイヤは、株式会社神戸製鋼所製の「ＹＧＷ１２」（φ０．８ｍｍ）を用いた。溶接後、ビードを３００ｍｍ長さに施工し、ビード全長についてＸ線透過試験を行い、ブローホールの発生の有無を観察した。ブローホールが１個でも測定された場合を「溶接性が悪い」と評価した。下記表２では、溶接性が良い場合を○、溶接性が悪い場合を×で示した。
表１および表２から次のように考察できる。Ｎｏ．１〜７は、本発明で規定する要件を満足する例であり、圧延後に窒化しているため、圧延負荷を軽減しつつ高強度鋼板を製造できている。こうして得られた高強度鋼板は、最大径が２０ｎｍ以下のＴｉ窒化物が、１μｍ２当たり２５０個以上整合析出しているため強度が高く、Ｎ量が０．０２０％以下のため、溶接性も良好である。
一方、Ｎｏ．８〜２３は、本発明で規定する要件から外れる例である。Ｎｏ．８〜１０は、窒化処理のみを行なった例であり、Ｎ量が過剰となり、溶接性が悪くなっている。Ｎｏ．１１〜１５は、窒化処理温度が高い例であり、整合析出しているＴｉ窒化物が少ない。また、粗大な析出物（特に、窒化物）が生成することにより溶接性が悪くなっている。特にＮｏ．８〜９では、Ｎ量が多いため鋼中に多量のクラスターが生成し、強度を高めることができているが、Ｎ量が多いため溶接性が低下している。Ｎｏ．１０〜１５では、窒化温度が高いため、鋼中に多量のＮが入り、粗大な窒化物を生成している。この粗大な窒化物は、強度を高めるのに寄与するが、一度生成すると分解し難いため、微細なＴｉ窒化物が生成し難くなる。
Ｎｏ．１６〜１７は、脱窒素処理温度が高い例であり、整合析出しているＴｉ窒化物が少ない。また、粗大な析出物（特に、窒化物）が生成することにより強度は高いが、溶接性が悪くなっている。Ｎｏ．１８〜２１は、Ｔｉ窒化物析出処理温度が低い例であり、Ｔｉ窒化物が生成しておらず強度不足となる。Ｎｏ．２２は、有効Ｔｉ＊量が少ないため、Ｔｉ窒化物が生成しておらず、強度を高めることができていない。Ｎｏ．２３は、有効Ｔｉ＊量が多いため最大径が２０ｎｍを超えるＴｉ窒化物を形成し、強度は高くなっているが、Ｎ量を増大させて溶接性が悪くなっている。
実施例２
成分組成が上記表１に示した鋼種Ａの素地鋼板（厚み１ｍｍ×幅４０ｍｍ×長さ２１０ｍｍ）を、ハットチャンネル形にプレス成形して成形品を得た。ハットチャンネル形の成形高さは６０ｍｍ、パンチ底幅は４８ｍｍである。
成形時には、成形品の縦方向の壁面における歪量を変化させるために、ブランク押さえ力（ＢＨＦ）とダイ肩半径（Ｒｄ）の条件を変えた。ＢＨＦは、２〜５ｔｆの範囲で変化させ、Ｒｄは、３ｍｍまたは５ｍｍで行なった。成形時のＢＨＦとＲｄを下記表３に示す。
成形品の縦方向の壁面における歪量は、プレス成形前後における板厚を測定し、下記式から算出した。板厚の測定位置は、パンチ底から成形品の高さ方向へ３０ｍｍ離れた位置で、且つ成形品の端から板幅方向に２０ｍｍ離れた位置とした。結果を下記表３に示す。なお、歪量が０％とは、プレス成形を行なっていない素地鋼板ままの状態を意味する。
歪量＝（プレス成形前の板厚−プレス成形後の板厚）／プレス成形前の板厚×１００
得られた成形品の表面を脱脂した後、焼鈍炉へ装入し、窒化処理、脱窒素処理およびＴｉ窒化物析出処理をこの順で行なった。
窒化処理、脱窒化処理およびＴｉ窒化物析出処理における温度は下記表３に通りであり、処理温度以外の条件は、上記実施例１と同じである。
なお、表３に示すＮｏ．３５については、窒化処理のみを行ない、脱窒素処理とＴｉ窒化物析出処理は行なっていない。
次に、処理後の成形品に含まれるＮ量、金属組織（粗大析出物の有無、最大径が２０ｎｍ以下のＴｉ窒化物の１μｍ２当たりの個数）、と溶接性を上記実施例１と同じ手順で夫々評価した。
また、成形品の引張強度を測定する代わりに、成形直後における成形品のビッカース硬さ（Ｈｖ１）と、窒化処理、脱窒素処理およびＴｉ窒化物析出処理した後における成形品のビッカース硬さ（Ｈｖ２）を夫々測定し、硬さの差ΔＨｖ（ΔＨｖ＝Ｈｖ２−Ｈｖ１）を算出して強度を評価した。硬さの測定位置は、上記板厚を測定した位置におけるｔ／２位置とした。ｔは板厚を意味する。
表３から次のように考察できる。Ｎｏ．３１〜Ｎｏ．３４では、硬さの差が大きく、しかも溶接性に優れた高強度部材が得られている。Ｎｏ．３１とＮｏ．３２〜３４を比較すると、プレス成形しても（Ｎｏ．３１）、プレス成形しなくても（Ｎｏ．３２〜３４）、Ｔｉ窒化物析出処理による効果は得られる。また、Ｎｏ．３２〜３４を比較すると、成形加工時の歪量を変化させても、窒化処理等の前後における硬さの変化、Ｔｉ窒化物析出処理後の窒素量、Ｔｉ窒化物析出処理後のＴｉ窒化物の密度などが殆ど変化しないことがわかる。
一方、Ｎｏ．３５〜３７は、いずれも窒化処理、脱窒処理またはＴｉ窒化物析出処理の条件が、本発明で規定している要件を満足していないため、処理後の成形品中にＴｉ窒化物が適切に析出していない。Ｎｏ．３５は、窒化処理のみであり、窒素量が多く、粗大析出物が多く生成しているため、溶接性が悪い。Ｎｏ．３６は、脱窒素処理の温度が高いため、二相域（α＋γ）となり、窒素量が多くなっている。そのため、溶接性が悪い。また、整合析出しているＴｉ窒化物が少ないため、硬さ不足になっている。Ｎｏ．３７は、Ｔｉ窒化物析出処理の温度が低いため、Ｔｉ窒化物の析出数が少なく、硬さ不足になっている。
図１は、Ｔｉ窒化物の分布を示した図である。 図２は、表２のＮｏ．１の断面を透過型電子顕微鏡を用いて１５万倍で撮影した写真（図面代用写真）である。

Claims (10)

  1. Ｎ量が０．０２０％（質量％の意味。以下、化学成分について同じ。）以下（０％を含まない）の高強度鋼材であり、
    この鋼材の金属組織はフェライト単相で、且つ最大径が２０ｎｍ以下のＴｉ窒化物が、１μｍ２当たり２５０個以上整合析出していることを特徴とする溶接性に優れた高強度鋼材。
  2. 最大径が６ｎｍ以下のＴｉ窒化物の個数が、最大径が２０ｎｍ以下のＴｉ窒化物の個数に対して８０％以上である請求項１に記載の高強度鋼材。
  3. 前記鋼材は、Ｃ，ＳおよびＴｉを含有し、下記（１）式で算出される有効Ｔｉ＊量が０．０２〜０．０８％である請求項１または２に記載の高強度鋼材。
    Ｔｉ＊＝［Ｔｉ］−４８×（［Ｃ］／１２＋［Ｓ］／３２） …（１）
    式中、［ ］は、鋼材中に含まれる各元素の含有量（％）を示している。
  4. 前記鋼材が、
    Ｃ ：０．０５％以下（０％を含まない）、
    Ｓｉ：１％以下（０％を含まない）、
    Ｍｎ：１．５％以下（０％を含まない）、
    Ｐ ：０．０５％以下（０％を含まない）、
    Ｓ ：０．０５％以下（０％を含まない）、
    Ａｌ：０．０５％以下（０％を含まない）、
    Ｔｉ：０．０２〜０．３％、
    を含有するものである請求項１〜３のいずれかに記載の高強度鋼材。
  5. 素地鋼材に、窒化処理、脱窒素処理、およびＴｉ窒化物析出処理をこの順で行なうことを特徴とする溶接性に優れた高強度鋼材の製造方法。
  6. （ａ）Ｔｉ：０．０２〜０．３％とＮ：０．００５％以下（０％を含まない）を含む素地鋼材を、窒化ガス含有雰囲気下で温度５００〜６１０℃に加熱する窒化工程、
    （ｂ）窒化した鋼材を、窒化ガスを含まない雰囲気下で温度５００〜６１０℃で放置する脱窒素工程、
    （ｃ）脱窒素した鋼材を温度６４０〜７５０℃に加熱するＴｉ窒化物析出工程、
    をこの順で行なうことを特徴とする溶接性に優れた高強度鋼材の製造方法。
  7. 前記窒化工程の雰囲気ガスが、水素、窒素、およびアンモニアを含む混合ガスである請求項６に記載の製造方法。
  8. 前記脱窒素工程の雰囲気ガスが、非酸化性ガスである請求項６または７に記載の製造方法。
  9. 前記Ｔｉ窒化物析出工程の雰囲気ガスが、非酸化性ガスである請求項６〜８のいずれかに記載の製造方法。
  10. 前記窒化処理または前記窒化工程に先立って、前記素地鋼材を成形加工する請求項５〜９のいずれかに記載の製造方法。
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