JP2010095798A - Method for manufacturing precipitation-strengthened high-strength steel sheet, and precipitation-strengthened high-strength steel sheet - Google Patents
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Abstract
Description
本発明は、高強度で熱的安定性に優れた析出強化型高強度鋼の製造方法、および析出強化型高強度鋼に関する。 The present invention relates to a method for producing a precipitation strengthened high strength steel having high strength and excellent thermal stability, and a precipitation strengthened high strength steel.
従来より、炭化物の析出を利用した析出強化型高強度鋼が種々開発されている。例えば、特許文献１では１０ｎｍ以下の大きさのＴｉＣを析出させることにより高強度を実現するとしている。しかしながら、特許文献１では、Ｏ、Ｓ、Ｎと結合した後に存在する有効Ｔｉ量が重要であるとの記載があるのみで、析出物の大きさの制御方法は開示されていない。また、Ｔｉ単独の析出物は熱処理条件によって析出物の大きさが変化しやすく、１０ｎｍ以下の大きさに制御することは極めて困難である。
Conventionally, various precipitation-strengthened high strength steels utilizing carbide precipitation have been developed. For example, in
これに対して、炭化物生成元素を複合添加することで高強度を実現する技術も多数存在する。例えば、特許文献２ではフェライト中にＴｉＣおよびＮｂＣを分散させた高強度鋼の技術が開示されている。この技術では、ＴｉやＮｂにＭｏ、Ｖ、Ｚｒ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃａのいずれかを複合添加することで相乗効果があると指摘している。また、特許文献３にはＴｉとＭｏの複合添加により高強度鋼板を製造する技術が開示されている。 On the other hand, there are a number of techniques for realizing high strength by adding carbide forming elements in combination. For example, Patent Document 2 discloses a technique of high-strength steel in which TiC and NbC are dispersed in ferrite. In this technique, it is pointed out that there is a synergistic effect by adding any of Mo, V, Zr, Cr, Ni, and Ca to Ti and Nb. Patent Document 3 discloses a technique for producing a high-strength steel sheet by a combined addition of Ti and Mo.
しかしながら、上記特許文献２では、ＴｉやＮｂに複合添加する元素のうち、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｎｉの効果は固溶強化であるとしており、また炭化物生成元素であるＶ、Ｚｒを複合添加する際の添加量の指針や炭化物の形態制御方法についての技術は示されていない。また、上記特許文献３では、ＴｉとＭｏの複合添加により高強度が得られるものの、２種類以上の炭化物生成元素を複合添加する際の指針となる技術は示されていない。 However, in the above-mentioned Patent Document 2, among elements added to Ti and Nb, the effect of Mo, Cr, and Ni is considered to be solid solution strengthening, and V and Zr, which are carbide forming elements, are added together. Techniques for the amount of addition and the method for controlling the form of carbide are not shown. Moreover, although the high intensity | strength is obtained by the combined addition of Ti and Mo in the said patent document 3, the technique used as the guideline at the time of adding together two or more types of carbide production | generation elements is not shown.
この他にも炭化物生成元素を複合添加することで高強度を実現することを示した技術が数多くあるが、いずれも特定の炭化物生成元素を添加することにより現象論として高強度が実現できたことを示すものであり、炭化物を析出させることにより所望の高強度を得るための一般的指針を示すものではない。 In addition to this, there are many technologies that show that high strength is achieved by adding carbide-forming elements in combination, but all of them have achieved high strength as a phenomenological theory by adding specific carbide-forming elements. It does not indicate general guidelines for obtaining a desired high strength by precipitating carbides.
このように従来技術では、炭化物生成元素を複合添加して鋼を強化する手法が開示されているが、複合添加する際の理論的裏づけに乏しく、もっぱら経験に基づく「さじ加減」と膨大な実験による検証により析出強化鋼が製造されてきており、高強度鋼の設計において析出物生成の理論に裏打ちされた効率的な鋼成分設計技術の開発が求められていた。 In this way, in the prior art, a method for strengthening steel by adding carbide-forming elements in combination has been disclosed, but there is little theoretical support when adding them in a complex manner. Precipitation-strengthened steel has been manufactured by the verification by, and the development of efficient steel component design technology backed by the theory of precipitate formation was required in the design of high-strength steel.
本発明はかかる事情に鑑みてなされたものであって、炭化物生成元素を複合添加して高強度の析出強化型鋼板を製造する場合に、効率的かつ理論的に鋼設計を行うことができる析出強化型高強度鋼板の設計方法、そのような析出強化型高強度鋼板の製造方法、およびそのような析出強化型高強度鋼板を提供することを目的とする。 The present invention has been made in view of such circumstances, and in the case of producing a high-strength precipitation-strengthened steel sheet by compounding carbide forming elements, precipitation capable of performing steel design efficiently and theoretically. It aims at providing the design method of a strengthening type high strength steel plate, the manufacturing method of such a precipitation strengthening type high strength steel plate, and such a precipitation strengthening type high strength steel plate.
発明者らは、合金元素を析出強化に有効に活用するための炭化物生成金属元素の複合添加に関する指針につき理論的および実験（後述の実施例等）的検討を重ねた結果、炭化物生成能の強さをＣとの電気陰性度の差を指標として把握し、かつ複合炭化物の生成しやすさを原子半径差を指標として把握することによりこのような指針が得られ、数ｎｍ（平均粒径１０ｎｍ以下、望ましくは平均粒径５ｎｍ以下）の微細な炭化物を大量に分散させ、かつこれらの炭化物が強度上昇に有効である微細な大きさを維持するための添加元素の組み合わせが得られることを見出した。 As a result of repeated theoretical and experimental studies (guided examples, etc.) on the guideline regarding the composite addition of carbide-forming metal elements to effectively use alloying elements for precipitation strengthening, the inventors Such a guideline is obtained by grasping the difference in electronegativity with C as an index and grasping the ease of formation of composite carbides as an atomic radius difference as an index. Hereinafter, it is found that a combination of additive elements for dispersing a large amount of fine carbides having an average particle diameter of preferably 5 nm or less and maintaining a fine size in which these carbides are effective in increasing the strength is obtained. It was.
本発明はこのような知見に基づいて完成されたものであり、以下の（１）〜（１８）を提供する。 The present invention has been completed based on such findings and provides the following (1) to (18).
（１）鋼組織中に炭化物を析出させてなる析出強化型高強度鋼板の設計方法であって、炭化物を構成する金属元素として、電気陰性度が１．８未満でかつＭＣ型炭化物を生成する１種または２種以上の第１の金属元素Ｍ１と、電気陰性度が１．８以上の１種または２種以上の第２の金属元素Ｍ２とを、前記第１の金属元素Ｍ１と前記第２の金属元素Ｍ２との原子半径差が１０％未満となるような組み合わせで選択する第１工程と、前記第１の金属元素Ｍ１および前記第２の金属元素Ｍ２を含む炭化物が生成されるように前記第１の金属元素Ｍ１、前記第２の金属元素Ｍ２、およびＣの添加量を決定する第２工程とを有することを特徴とする析出強化型高強度鋼板の設計方法。 (1) A method for designing a precipitation-strengthening-type high-strength steel sheet obtained by precipitating carbide in a steel structure, and producing MC type carbide having an electronegativity of less than 1.8 as a metal element constituting the carbide. One or more first metal elements M1 and one or more second metal elements M2 having an electronegativity of 1.8 or more, and the first metal element M1 and the first metal element M1. A first step of selecting a combination in which an atomic radius difference between the second metal element M2 is less than 10% and a carbide containing the first metal element M1 and the second metal element M2 is generated. And a second step of determining the amount of addition of the first metal element M1, the second metal element M2, and C. A method for designing a precipitation-strengthened high-strength steel sheet.
（２）上記（１）において、前記第１の金属元素Ｍ１はＴｉ、ＨｆおよびＮｂのうち１種または２種以上であり、前記第２の金属元素Ｍ２は、Ｖ、Ｍｏ、ＴａおよびＷのうち１種または２種以上であることを特徴とする析出強化型高強度鋼板の設計方法。 (2) In the above (1), the first metal element M1 is one or more of Ti, Hf and Nb, and the second metal element M2 is composed of V, Mo, Ta and W. A method for designing a precipitation-strengthening-type high-strength steel sheet, which is one or more of them.
（３）鋼組織中に炭化物を微細に析出させてなる析出強化型高強度鋼板の設計方法であって、炭化物を構成する金属元素として、Ｔｉ、ＨｆおよびＮｂの１種または２種以上の第１の金属元素Ｍ１と、Ｖ、Ｍｏ、ＴａおよびＷのうち１種または２種以上の第２の金属元素Ｍ２とを、前記第１の金属元素Ｍ１と前記第２の金属元素Ｍ２との原子半径差が１０％未満となるような組み合わせで選択する第１工程と、前記第１の金属元素Ｍ１および前記第２の金属元素Ｍ２を含む炭化物が生成されるように前記第１の金属元素Ｍ１、前記第２の金属元素Ｍ２、およびＣの添加量を決定する第２工程とを有することを特徴とする析出強化型高強度鋼板の設計方法。 (3) A method for designing a precipitation-strengthening-type high-strength steel sheet in which carbides are finely precipitated in a steel structure, and as a metal element constituting carbides, one or more of Ti, Hf and Nb are used. 1 metal element M1 and one or more second metal elements M2 of V, Mo, Ta, and W are atoms of the first metal element M1 and the second metal element M2. The first metal element M1 is selected so that a carbide containing the first metal element M1 and the second metal element M2 is generated in a first step that is selected in combination such that the radius difference is less than 10%. And a second step of determining the amount of addition of the second metal elements M2 and C, and a method for designing a precipitation strengthened high strength steel sheet.
（４）上記（１）〜（３）のいずれかにおいて、前記第２工程は、前記第１の金属元素Ｍ１および前記第２の金属元素Ｍ２を含む炭化物の析出強化により目的の強化量が得られるように、前記第１の金属元素、前記第２の金属元素、およびＣの添加量を決定することを特徴とする析出強化型高強度鋼板の設計方法。 (4) In any one of the above (1) to (3), in the second step, a target strengthening amount can be obtained by precipitation strengthening of carbide containing the first metal element M1 and the second metal element M2. As described above, a method for designing a precipitation-strengthened high-strength steel sheet, wherein the addition amounts of the first metal element, the second metal element, and C are determined.
（５）上記（１）〜（４）のいずれかにおいて、前記第２工程は、Ｃの含有量が０．０２ｍａｓｓ％以上０．１ｍａｓｓ％未満の範囲であり、前記第１の金属元素Ｍ１および前記第２の金属元素Ｍ２の合計の含有量（原子％）とＣの含有量（原子％）との比（Ｍ１＋Ｍ２）／Ｃが０．８以上となるように、前記第１の金属元素、前記第２の金属元素、およびＣの添加量を決定することを特徴とする析出強化型高強度鋼板の設計方法。 (5) In any one of the above (1) to (4), in the second step, the C content is in a range of 0.02 mass% or more and less than 0.1 mass%, and the first metal element M1 and The first metal element such that the ratio (M1 + M2) / C of the total content (atomic%) of the second metal element M2 and the content (atomic%) of C is 0.8 or more, A method for designing a precipitation-strengthening-type high-strength steel sheet, wherein the addition amount of the second metal element and C is determined.
（６）上記（１）〜（５）のいずれかに記載の析出強化型高強度鋼板の設計方法に基づいて鋼成分を決定し、その鋼成分の鋼を製造することを特徴とする析出型高強度鋼板の製造方法。 (6) A precipitation type characterized in that a steel component is determined based on the method for designing a precipitation-strengthening-type high-strength steel sheet according to any one of (1) to (5), and a steel having the steel component is manufactured. Manufacturing method of high strength steel sheet.
（７）Ｃの含有量が０．０２ｍａｓｓ％以上０．１ｍａｓｓ％未満の範囲であり、さらに、電気陰性度が１．８未満でかつＭＣ型炭化物を生成する１種または２種以上の第１の金属元素Ｍ１と、電気陰性度が１．８以上でかつ原子半径が前記第１の金属元素Ｍ１の原子半径の０．９より大きく１．１未満である１種または２種以上の第２の金属元素Ｍ２とを含む鋼スラブを未溶解炭化物が残存しない温度に加熱し、その後鋼板を製造する過程で前記第１の金属元素Ｍ１と前記第２の金属元素Ｍ２とを含む炭化物を鋼組織中に析出させることを特徴とする析出強化型高強度鋼板の製造方法。 (7) The content of C is in the range of 0.02 mass% or more and less than 0.1 mass%, and the electronegativity is less than 1.8 and one or more types of first carbides that produce MC-type carbides. And one or more second elements having an electronegativity of 1.8 or more and an atomic radius greater than 0.9 and less than 1.1 of the atomic radius of the first metal element M1. The steel slab containing the metal element M2 is heated to a temperature at which undissolved carbide does not remain, and then the carbide containing the first metal element M1 and the second metal element M2 in the process of manufacturing the steel sheet has a steel structure. A method for producing a precipitation-strengthened high-strength steel sheet, characterized by being precipitated inside.
（８）上記（７）において、前記第１の金属元素Ｍ１はＴｉ、ＨｆおよびＮｂの１種または２種以上であり、前記第２の金属元素Ｍ２は、Ｖ、Ｍｏ、ＴａおよびＷのうち１種または２種以上であることを特徴とする析出強化型高強度鋼板の製造方法。 (8) In the above (7), the first metal element M1 is one or more of Ti, Hf and Nb, and the second metal element M2 is one of V, Mo, Ta and W. A method for producing a precipitation-strengthening-type high-strength steel sheet, which is one or more kinds.
（９）上記（８）において、前記スラブ加熱温度を１１５０℃以上１２５０℃以下とすることを特徴とする析出強化型高強度鋼板の製造方法。 (9) The method for producing a precipitation-strengthened high-strength steel sheet according to (8), wherein the slab heating temperature is 1150 ° C. or higher and 1250 ° C. or lower.
（１０）鋼組織中に炭化物を析出させてなる析出強化型高強度鋼板であって、前記炭化物は、電気陰性度が１．８未満でかつＭＣ型炭化物を生成する１種または２種以上の第１の金属元素Ｍ１と、電気陰性度が１．８以上でかつ原子半径が前記第１の金属元素Ｍ１の原子半径の０．９より大きく１．１未満である１種または２種以上の第２の金属元素Ｍ２とを含むことを特徴とする析出強化型高強度鋼板。 (10) A precipitation-strengthening-type high-strength steel sheet in which carbide is precipitated in a steel structure, wherein the carbide has an electronegativity of less than 1.8 and produces one or more MC-type carbides. The first metal element M1 and one or more kinds having an electronegativity of 1.8 or more and an atomic radius greater than 0.9 and less than 1.1 of the atomic radius of the first metal element M1 A precipitation strengthening type high strength steel sheet comprising the second metal element M2.
（１１）鋼組織中に炭化物を析出させてなる析出強化型高強度鋼板であって、前記炭化物は、Ｔｉ、ＨｆおよびＮｂのうち１種または２種以上の第１の金属元素Ｍ１と、Ｖ、Ｍｏ、ＴａおよびＷのうち１種または２種以上であって、かつ原子半径が前記第１の金属元素Ｍ１の原子半径の０．９より大きく１．１未満である第２の金属元素Ｍ２とを含むことを特徴とする析出強化型高強度鋼板。 (11) A precipitation-strengthening-type high-strength steel plate obtained by precipitating carbide in a steel structure, wherein the carbide includes one or more of the first metal elements M1 of Ti, Hf, and Nb, and V , Mo, Ta, and W, and the second metal element M2 having an atomic radius greater than 0.9 and less than 1.1 of the atomic radius of the first metal element M1 And a precipitation strengthening type high strength steel sheet.
（１２）上記（１０）または（１１）において、Ｃの含有量が０．０２ｍａｓｓ％以上０．１ｍａｓｓ％未満の範囲であり、前記第１の金属元素Ｍ１および前記第２の金属元素Ｍ２の合計の含有量（原子％）とＣの含有量（原子％）との比（Ｍ１＋Ｍ２）／Ｃが０．８以上であることを特徴とする析出強化型高強度鋼板。 (12) In the above (10) or (11), the C content is in the range of 0.02 mass% or more and less than 0.1 mass%, and the total of the first metal element M1 and the second metal element M2 A precipitation-strengthened high-strength steel sheet characterized in that the ratio (M1 + M2) / C of the content (atomic%) of C and the content (atomic%) of C is 0.8 or more.
（１３）上記（１０）〜（１２）のいずれかにおいて、前記鋼組織がフェライト単相であることを特徴とする析出強化型高強度鋼板。 (13) The precipitation strengthened high strength steel sheet according to any one of the above (10) to (12), wherein the steel structure is a ferrite single phase.
（１４）フェライト単相組織中にＴｉとＶとを含む炭化物が析出してなることを特徴とする析出強化型高強度鋼板。 (14) A precipitation-strengthened high-strength steel sheet characterized by precipitation of carbides containing Ti and V in a ferrite single-phase structure.
（１５）フェライト単相組織中にＴｉとＶとＭｏとを含む炭化物が析出してなることを特徴とする析出強化型高強度鋼板。 (15) A precipitation-strengthened high-strength steel sheet characterized by depositing carbides containing Ti, V, and Mo in a ferrite single-phase structure.
（１６）フェライト単相組織中にＴｉとＶとＷとを含む炭化物が析出してなることを特徴とする析出強化型高強度鋼板。 (16) A precipitation-strengthened high-strength steel sheet characterized by depositing carbides containing Ti, V, and W in a ferrite single-phase structure.
（１７）フェライト単相組織中にＴｉとＴａとを含む炭化物が析出してなることを特徴とする析出強化型高強度鋼板。 (17) A precipitation-strengthened high-strength steel sheet characterized by precipitation of carbides containing Ti and Ta in a ferrite single-phase structure.
（１８）フェライト単相組織中にＨｆとＴａとを含む炭化物が析出してなることを特徴とする析出強化型高強度鋼板。 (18) A precipitation-strengthened high-strength steel sheet characterized by precipitation of carbides containing Hf and Ta in a ferrite single-phase structure.
なお、上記本発明の析出強化型高強度鋼板の設計方法においては、スラブ加熱工程で未溶解炭化物が残存しないように前記第１の金属元素Ｍ１および前記第２の金属元素Ｍ２の組み合わせおよび添加量を調整することが好ましい。また、上記本発明の析出強化型高強度鋼板の製造方法においては、鋼組織がフェライト単相であることが好ましい。 In the above-described method for designing a precipitation-strengthened high-strength steel sheet of the present invention, the combination and addition amount of the first metal element M1 and the second metal element M2 so that undissolved carbide does not remain in the slab heating step. Is preferably adjusted. Moreover, in the manufacturing method of the precipitation strengthening type high strength steel plate of the said invention, it is preferable that a steel structure is a ferrite single phase.
本発明によれば、炭化物生成元素を複合添加して高強度の析出強化型鋼板を製造する場合に、数ｎｍの微細な炭化物を大量に分散させ、かつこれらの炭化物が強度上昇に有効である微細な大きさを維持し得る添加元素の組み合わせを効率的かつ理論的に導くことができる。 According to the present invention, when a high strength precipitation-strengthened steel sheet is manufactured by adding carbide-forming elements in combination, a few nanometers of fine carbides are dispersed in large quantities, and these carbides are effective in increasing the strength. A combination of additive elements capable of maintaining a fine size can be efficiently and theoretically derived.
以下、本発明について詳細に説明する。
本発明は、複数の炭化物生成元素を複合添加して、数ｎｍ（平均粒径１０ｎｍ以下、望ましくは平均粒径５ｎｍ以下；ここでの平均粒径は、まず、透過電子顕微鏡の写真を撮影し、析出物を画像処理により認識した上で、その析出物面積から円相当直径を求め、この直径の平均値を求めることにより得られる）の微細な炭化物を大量に分散させ、これらの炭化物が強度上昇に有効である微細な大きさを維持する複合添加の組み合わせを得ることができる以下の（１）、（２）の指針に基づくものである。
Hereinafter, the present invention will be described in detail.
In the present invention, a plurality of carbide forming elements are added in combination, and several nm (average particle size of 10 nm or less, desirably average particle size of 5 nm or less; the average particle size here is obtained by first taking a photograph of a transmission electron microscope. After obtaining the precipitates by image processing, obtain a circle equivalent diameter from the precipitate area and obtain a mean value of the diameters) to disperse a large amount of fine carbides. This is based on the following guidelines (1) and (2) that can obtain a combination of composite additions that maintain a fine size effective for increasing.
（１） 強いＭＣ型炭化物生成元素である第１の金属元素Ｍ１を添加する。
微細な炭化物が鋼の強化に有効であり、析出開始までの熱処理時間が長い炭化物生成金属（電気陰性度がＣに比較的近い金属元素）ほど微細な炭化物を生成しやすいが、析出開始までの熱処理時間が長すぎると、経済的に連続プロセスにて高強度鋼を製造することができない。このような不都合は炭化物生成金属の添加量を多くすることにより解消することができるが、添加量を多くすることは経済性、製造性の点で望ましくない。したがって、強い炭化物生成元素を鋼に存在する炭素の原子％と同じオーダーで添加することが、低合金炭素鋼中に微細な炭化物を生成させる上で必須となる。強い炭化物生成元素とはＣとの結合が強い金属元素であり、Ｃとの電気陰性度の差が大きいほどその結合が強くなる。本発明では、炭素の電気陰性度２．５との差が０．７を超える、すなわち電気陰性度が１．８未満の金属元素を第１の金属元素Ｍ１として添加する。
(1) The first metal element M1 which is a strong MC type carbide forming element is added.
Fine carbides are effective for strengthening steel, and carbide-forming metals (metal elements whose electronegativity is relatively close to C) that have a long heat treatment time until precipitation start tend to generate fine carbides. If the heat treatment time is too long, high-strength steel cannot be produced economically in a continuous process. Such inconvenience can be solved by increasing the amount of carbide-forming metal added, but increasing the amount added is not desirable in terms of economy and manufacturability. Therefore, the addition of strong carbide-forming elements in the same order as the atomic% of carbon present in the steel is essential for producing fine carbides in the low alloy carbon steel. A strong carbide-forming element is a metal element that has a strong bond with C. The greater the difference in electronegativity with C, the stronger the bond. In the present invention, a metal element having a difference from the electronegativity of carbon of more than 0.7, that is, an electronegativity of less than 1.8, is added as the first metal element M1.
（２）第１の金属元素Ｍ1より炭化物生成能の弱い第２の金属元素Ｍ２をＭ１と複合添加する。その場合、Ｍ１とＭ２の原子半径の差が１０％未満となるように組み合わせる。
上述したように、微細な炭化物を生成するためには、析出開始までの熱処理時間が長い炭化物生成金属が有効であり、そのために強いＭＣ型炭化物生成元素である第１の金属元素Ｍ１に加えてＭ1より炭化物生成能の弱い、つまりＣとの電気陰性度の差が小さい、１．８以上の電気陰性度を有する第２の金属元素Ｍ２をＭ１と複合添加する。この場合に、Ｍ１とＭ２の原子半径の差が１０％以上となると複合炭化物が生成されない。例えば、電気陰性度についてはＴｉが上記Ｍ１に合致しＣｒが上記Ｍ２に合致するが、両者の原子半径が１０％以上異なるため、この組み合わせでは複合炭化物が生成されない。したがって、第１の金属元素Ｍ１と第２の金属元素Ｍ２の原子半径の差が１０％未満となるように組み合わせる必要がある。また、一般論として、析出物が母相に対して整合析出している場合に大きな析出強化が実現するが、ＴｉＣやＮｂＣのような単独炭化物と比較して、このようなＭ１とＭ２との複合炭化物では母相とのミスフィット（非整合）が小さくなるため、より大きな強化が実現する。このようにＭ１とＭ２の原子半径の差が１０％未満となるように組み合わせることで、（Ｍ１，Ｍ２）Ｃという複合炭化物が実現する。後述する具体的な元素の組み合わせでは、生成された（Ｍ１，Ｍ２）Ｃと地鉄との非整合は１０％未満となる。
(2) A second metal element M2 having a lower ability to generate carbides than the first metal element M1 is added in combination with M1. In that case, it combines so that the difference of the atomic radius of M1 and M2 may be less than 10%.
As described above, in order to generate fine carbide, a carbide-forming metal having a long heat treatment time until the start of precipitation is effective, and therefore, in addition to the first metal element M1, which is a strong MC-type carbide-forming element. A second metal element M2 having an electronegativity of 1.8 or more, which is weaker in carbide generation than M1, that is, has a smaller difference in electronegativity from C, is added in combination with M1. In this case, when the difference between the atomic radii of M1 and M2 is 10% or more, composite carbide is not generated. For example, regarding electronegativity, Ti matches M1 and Cr matches M2, but since the atomic radii of the two differ by 10% or more, composite carbides are not generated with this combination. Therefore, it is necessary to combine such that the difference in atomic radius between the first metal element M1 and the second metal element M2 is less than 10%. In general, a large precipitation strengthening is realized when the precipitates are coherently precipitated with respect to the matrix, but compared with single carbides such as TiC and NbC, such M1 and M2 In composite carbide, since the misfit (mismatch) with the parent phase is reduced, greater strengthening is realized. In this way, a composite carbide of (M1, M2) C is realized by combining so that the difference in atomic radius between M1 and M2 is less than 10%. In a specific combination of elements described later, the mismatch between the generated (M1, M2) C and the ground iron is less than 10%.
このような指針に基づき、鋼組織中に炭化物を析出させてなる析出強化型高強度鋼板を設計するに際して、炭化物を構成する金属元素として、電気陰性度が１．８未満でかつＭＣ型炭化物を生成する１種または２種以上の第１の金属元素Ｍ１と、電気陰性度が１．８以上の１種または２種以上の第２の金属元素Ｍ２とを、第１の金属元素Ｍ１と前記第２の金属元素Ｍ２との原子半径差が１０％未満となるような組み合わせで選択する。 Based on such guidelines, when designing precipitation-strengthened high-strength steel sheets in which carbide is precipitated in the steel structure, as a metal element constituting the carbide, an electronegativity of less than 1.8 and MC-type carbide is used. One kind or two or more kinds of first metal elements M1 to be generated, one kind or two or more kinds of second metal elements M2 having an electronegativity of 1.8 or more, and the first metal element M1 and the above-mentioned The combination is selected such that the difference in atomic radius with the second metal element M2 is less than 10%.
以下、より具体的に説明する。
実用鋼に添加し得る炭化物生成金属元素は、Ｃｒ、Ｖ、Ｍｏ、Ｗ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｚｒである。これら元素の原子半径と電気陰性度を表１に示す。なお、表１のうち原子半径はC. Kittel Introduction to Solid State Physics 6th edition
76ページのTable９から引用し、電気陰性度は鉄鋼便覧Ｉの３８８頁、表７・４のGordyの値より引用したものである。これら元素のうちＶ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｚｒは通常の鉄鋼製造プロセスでＮａＣｌ型の結晶構造を有するＭＣ（Ｍは金属元素、Ｃは炭素）を生成することが知られている（鉄鋼便覧Ｉ、４３８頁、表７．２４）。ＭＣ型炭化物は他の型の炭化物（Ｍ２Ｃ、Ｍ３Ｃ、Ｍ７Ｃ３、Ｍ２３Ｃ６、Ｍ６Ｃ）と比較して、金属原子1個に対してＣ原子1個が結合するため、炭化物で鋼を強化する際に最も金属元素を有効に活用できる炭化物である。
More specific description will be given below.
Carbide-forming metal elements that can be added to practical steel are Cr, V, Mo, W, Ti, Nb, Ta, Hf, and Zr. Table 1 shows the atomic radii and electronegativity of these elements. In Table 1, the atomic radius is C. Kittel Introduction to Solid State Physics 6th. edition
Quoted from Table 9 on page 76, the electronegativity is quoted from the Gordy values in Tables 7.4 and 388 of Steel Handbook I. Among these elements, V, Ti, Nb, Ta, Hf, and Zr are known to generate MC (M is a metal element and C is carbon) having a NaCl type crystal structure in a normal steel manufacturing process ( Steel Handbook I, page 438, table 7.24). MC type carbide has one C atom bonded to one metal atom compared to other types of carbides (M 2 C, M 3 C, M 7 C 3 , M 23 C 6 , M 6 C) Therefore, when strengthening steel with carbide, it is a carbide that can utilize metal elements most effectively.
また、炭素の電気陰性度は２．５であり、この値と電気陰性度の差が大きい（電気陰性度１．８未満）Ｈｆ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｎｂは炭化物生成能の強い金属元素である。これらの元素と比べると、炭素の電気陰性度により近いＶ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｗの炭化物生成能は弱い。 The electronegativity of carbon is 2.5, and the difference between this value and the electronegativity is large (less than electronegativity 1.8). Hf, Zr, Ti, and Nb are metal elements having a strong carbide generating ability. . Compared with these elements, the ability to form carbides of V, Mo, Ta, and W closer to the electronegativity of carbon is weak.
これらを踏まえ、種々の炭化物生成金属を複合添加した結果、図１に示すように、上記のＭＣ型炭化物を生成する炭化物生成元素のうち、炭素の電気陰性度２．５との差が大きく（電気陰性度１．８未満）、炭化物生成能の強い１種または２種以上の金属元素（第１の金属元素Ｍ１）に、これよりも電気陰性度が炭素に近く（電気陰性度１．８以上）、炭化物生成能が第１の金属元素Ｍ１よりも弱い１種または２種以上の第２の金属元素Ｍ２を添加した場合、第１の金属元素Ｍ１と第２の金属元素Ｍ２との原子半径差が１０％未満となるような組み合わせであれば、Ｍ１とＭ２の両方が主要元素として含まれる微細なＭＣ型炭化物（Ｍ１，Ｍ２）Ｃが生成されることが見出された。ＭｏやＷは通常の鉄鋼製造プロセス下でＭＣ型炭化物を生成しないが、上記原子半径の条件を満たせば、第２の金属元素Ｍ２として微細なＭＣ型炭化物（Ｍ１，Ｍ２）Ｃを生成する。 Based on these, as a result of composite addition of various carbide-generating metals, as shown in FIG. 1, among the carbide-generating elements that generate the MC-type carbide described above, the difference from carbon electronegativity of 2.5 is large ( Electronegativity is less than 1.8), and one or more metal elements (first metal element M1) having a strong ability to generate carbides have an electronegativity closer to that of carbon (electronegativity 1.8). As described above, when one or more second metal elements M2 having a weaker ability to generate carbides than the first metal element M1 are added, atoms of the first metal element M1 and the second metal element M2 are added. It was found that if the combination is such that the radius difference is less than 10%, fine MC type carbides (M1, M2) C containing both M1 and M2 as main elements are produced. Mo and W do not generate MC-type carbides under a normal steel manufacturing process, but if the above-mentioned atomic radius conditions are satisfied, fine MC-type carbides (M1, M2) C are generated as the second metal element M2.
これら第１の金属元素Ｍ１および第２の金属元素Ｍ２の組み合わせと添加量は、スラブ加熱温度で未溶解炭化物を生成しないものである必要がある。鋼の凝固時に生成している数十ｎｍ以上のサイズの粗大な炭化物（未溶解炭化物）をスラブ加熱時に一旦固溶（溶体化）させることで、後の鋼板の製造プロセスにおいて６００℃付近で炭化物を微細に析出させることができ、添加した金属元素を鋼の強化に有効な、炭化物として活用することができるからである。もちろん、未溶解炭化物を生成しやすい強い炭化物生成元素が単独あるいは複数で、かつ高い濃度で添加されていても、極めて高い温度で溶体化処理を行えば未溶解炭化物をなくすることは可能である。しかし、例えば１３００℃を超えるような高温加熱はエネルギー消費の点および鋼のオーステナイト粒を粗大化させ靭性など鋼の機械的特性も損なうので、未溶解炭化物の溶体化の温度が１３００℃を超えるような元素およびその添加量は、析出強化を最大活用する上で好ましくない。例えば、上記炭化物生成元素の組み合わせの中で、１２３０℃のスラブ加熱を想定した場合、Ｚｒの添加およびＴｉとＮｂの両方を高濃度で添加した場合には、未溶解炭化物が生成し、それにより強化に有効なナノメートルオーダーの微細炭化物の析出量が著しく減少することが明らかになった。このような観点から、スラブ加熱温度が１１５０℃以上１２５０℃以下の範囲で未溶解炭化物が残存しないように第１の金属元素Ｍ１および第２の金属元素Ｍ２の組み合わせおよび添加量を調整することが好ましい。 The combination and addition amount of the first metal element M1 and the second metal element M2 need not generate undissolved carbide at the slab heating temperature. A coarse carbide (undissolved carbide) with a size of several tens of nanometers or more generated during solidification of steel is once dissolved (solutionized) during slab heating. This is because the added metal element can be used as a carbide effective for strengthening steel. Of course, it is possible to eliminate undissolved carbide by solution treatment at an extremely high temperature, even if a strong carbide-forming element that easily generates undissolved carbide is used singly or plurally and added at a high concentration. . However, high temperature heating exceeding 1300 ° C., for example, increases the energy consumption and austenite grains of the steel and impairs the mechanical properties of the steel such as toughness, so that the solution temperature of the undissolved carbide exceeds 1300 ° C. Such elements and their addition amounts are not preferable for maximizing the use of precipitation strengthening. For example, in the combination of the above carbide generating elements, assuming slab heating at 1230 ° C., when Zr is added and both Ti and Nb are added at a high concentration, undissolved carbide is generated, thereby It became clear that the precipitation amount of fine carbide of nanometer order effective for strengthening decreased remarkably. From such a viewpoint, the combination and addition amount of the first metal element M1 and the second metal element M2 can be adjusted so that the undissolved carbide does not remain when the slab heating temperature is in the range of 1150 ° C. to 1250 ° C. preferable.
本発明において、第１の金属元素Ｍ１と第２の金属元素Ｍ２を組み合わせて（Ｍ１，Ｍ２）Ｃを析出させるのは、強い炭化物生成元素である第１の金属元素Ｍ１同士の組み合わせ（Ｍ１，Ｍ１）Ｃでは、「未溶解炭化物」を解消できず、よって強化が不十分となり、一方、第２の金属元素Ｍ２同士の組み合わせ（Ｍ２，Ｍ２）Ｃでは、Ｍ２はＭ１ほど炭化物生成能が強くないため、鉄鋼の連続製造プロセスを想定した熱処理条件では、熱処理時間が不足してしまい炭化物が生成されない。 In the present invention, the combination of the first metal element M1 and the second metal element M2 to precipitate (M1, M2) C is the combination of the first metal elements M1 that are strong carbide-generating elements (M1, M2). In M1) C, the “undissolved carbide” cannot be eliminated, and thus strengthening is insufficient. On the other hand, in the combination of the second metal elements M2 (M2, M2) C, M2 has a stronger carbide generating ability than M1. Therefore, under the heat treatment conditions assuming a continuous production process of steel, the heat treatment time is insufficient and carbide is not generated.
（Ｍ１，Ｍ２）ＣがＭ１ＣやＭ２Ｃよりも優れているのは、以下の（ａ）、（ｂ）による。
（ａ）Ｍ１の存在により、短時間で炭化物が生成し、さらに一般的にはＭＣ型炭化物を生成しないＭｏやＷがＭＣ型炭化物生成に「参加」するからである。
上述したように、炭化物には、ＭＣ、Ｍ２Ｃ、Ｍ３Ｃ、Ｍ７Ｃ３、Ｍ２３Ｃ６、Ｍ６Ｃが存在するがＭＣがもっとも金属元素を効率的に活用している。Ｍｏ、Ｗなどでは通常、金属元素２個に炭素１個の比率のＭ２Ｃの炭化物が生成されるが、Ｍ１＋Ｍ２の原子数とＣの原子数の比が１の（Ｍ１，Ｍ２）Ｃを生成させることで、炭化物を用いた強化の際に金属元素を最大限に有効活用できる。
(M1, M2) C is superior to M1C and M2C because of the following (a) and (b).
(A) Because of the presence of M1, carbides are generated in a short time, and more generally, Mo and W that do not generate MC type carbides “participate” in MC type carbide generation.
As described above, MC includes MC, M 2 C, M 3 C, M 7 C 3 , M 23 C 6 , and M 6 C, but MC uses metal elements most efficiently. Mo, W, etc. usually produce M 2 C carbide in the ratio of 1 carbon to 2 metal elements, but the ratio of the number of M1 + M2 atoms to the number of C atoms is (M1, M2) C. By generating, metal elements can be effectively utilized to the maximum when strengthening with carbides.
（ｂ）Ｍ２の存在により、炭化物の粗大化が抑制される。
一般に低炭素鋼中では６００〜６５０℃付近で炭化物が生成し、鋼の強度が上昇する。しかし、析出物はこの温度で保持されると粗大化し、強化能を失う。また、熱処理を施す温度が上昇すると粗大化する時間が短くなる。したがって、ＴｉＣのように金属元素を１種類のみ有する炭化物では、強化に有効な微細なサイズを維持できる温度と時間はきわめて狭い範囲である。これに対して、（Ｍ１、Ｍ２）Ｃ炭化物は、微細なサイズが維持される熱処理温度範囲、時間範囲が拡大し、粗大化しにくい。
(B) The presence of M2 suppresses coarsening of the carbide.
In general, in low carbon steel, carbide is generated at around 600 to 650 ° C., and the strength of the steel is increased. However, when the precipitate is kept at this temperature, it becomes coarse and loses its strengthening ability. Further, when the temperature for heat treatment increases, the time for coarsening becomes shorter. Therefore, in a carbide having only one kind of metal element such as TiC, the temperature and time at which a fine size effective for strengthening can be maintained are in a very narrow range. On the other hand, (M1, M2) C carbide expands the heat treatment temperature range and time range in which a fine size is maintained, and is not easily coarsened.
（Ｍ１、Ｍ２）Ｃとすることにより炭化物が粗大化しにくくなるメカニズムは、現時点では必ずしも明確にはなっていないが、以下の（ｉ）、（ii）のようなＭ１，Ｍ２の複合効果であると考えられる。
（ｉ）Ｍ１、Ｍ２の複合により、特に炭化物生成能の弱いＭ２が炭化物生成元素となることで、拡散が遅延し析出物の粗大化が抑制される。
（ii）（Ｍ１，Ｍ２）Ｃの地鉄との格子非整合が小さくなるため、析出物の粗大化が抑制され、析出物が微細なままで安定に存在できる。
The mechanism by which (M1, M2) C makes it difficult for the carbide to become coarse is not necessarily clear at present, but is a combined effect of M1 and M2 such as the following (i) and (ii). it is conceivable that.
(I) Due to the combination of M1 and M2, M2, which has a particularly low carbide generating ability, becomes a carbide generating element, so that diffusion is delayed and the coarsening of precipitates is suppressed.
(Ii) (M1, M2) Since the lattice mismatch with the ground iron of C is reduced, the coarsening of the precipitate is suppressed, and the precipitate can exist stably while being fine.
本発明において、（Ｍ１，Ｍ２）Ｃを構成する第１の金属元素Ｍ１としては、Ｔｉ、ＨｆおよびＮｂのうち１種または２種以上が好ましく、第２の金属元素Ｍ２としては、Ｖ、Ｍｏ、ＴａおよびＷのうち１種または２種以上が好ましい。図１に示すように、Ｍ１に該当する金属としては他にＺｒが存在し、Ｍ２に該当する金属としては他にＣｒが存在するが、Ｚｒは原子半径が大きすぎ、Ｃｒは原子半径が小さすぎるため、原子半径差が１０％未満となるような組み合わせを選択し難く、複合炭化物が生成され難い。 In the present invention, the first metal element M1 constituting (M1, M2) C is preferably one or more of Ti, Hf and Nb, and the second metal element M2 is V, Mo. , Ta and W are preferably one or more. As shown in FIG. 1, Zr is present as another metal corresponding to M1, and Cr is present as another metal corresponding to M2, but Zr has an excessively large atomic radius, and Cr has a small atomic radius. Therefore, it is difficult to select a combination in which the difference in atomic radii is less than 10%, and composite carbide is difficult to be generated.
これら第１の金属元素Ｍ１と第２の金属元素Ｍ２との具体的な組み合わせとしては、Ｔｉ−Ｍｏ、Ｔｉ−Ｗ、Ｔｉ−Ｖ、Ｔｉ−Ｔａ、Ｔｉ−（Ｍｏ，Ｗ）、Ｔｉ−（Ｖ，Ｍｏ）、Ｔｉ−（Ｖ，Ｗ）、Ｎｂ−Ｍｏ、Ｎｂ−Ｗ、Ｎｂ−（Ｖ，Ｍｏ）、Ｎｂ−（Ｖ，Ｍｏ）、Ｈｆ−Ｔａ、（Ｔｉ，Ｎｂ）−Ｍｏ等を挙げることができる。中でも、Ｔｉ−Ｖ、Ｔｉ−（Ｖ，Ｍｏ）、Ｔｉ−（Ｖ，Ｗ）、Ｔｉ−Ｔａ、Ｈｆ−Ｔａの複合炭化物は、以下のような利点を有する。 Specific combinations of the first metal element M1 and the second metal element M2 include Ti—Mo, Ti—W, Ti—V, Ti—Ta, Ti— (Mo, W), Ti— ( V, Mo), Ti- (V, W), Nb-Mo, Nb-W, Nb- (V, Mo), Nb- (V, Mo), Hf-Ta, (Ti, Nb) -Mo, etc. Can be mentioned. Among these, composite carbides of Ti—V, Ti— (V, Mo), Ti— (V, W), Ti—Ta, and Hf—Ta have the following advantages.
Ｔｉ−Ｖ
Ｔｉ−Ｖは安価に高強度鋼を実現できる組み合わせである。従来からもＴｉとＶを複合添加する鉄鋼材料は数多くあるが、０．１ｍａｓｓ％以下のＶは低炭素鋼では析出への関与が不明確であった。本発明のようにＴｉを複合ＭＣ型炭化物生成におけるＭ１元素、ＶをＭ２元素という役割が明確になることで、Ｔｉ、Ｖを適切に複合添加することによりＴｉおよびＶを含む炭化物の析出が可能となった。
Ti-V
Ti-V is a combination that can realize high-strength steel at low cost. Conventionally, there are many steel materials to which Ti and V are added in combination, but the V of 0.1 mass% or less was unclear in the low carbon steel. By clarifying the roles of Ti as the M1 element and V as the M2 element in the production of the composite MC type carbide as in the present invention, it is possible to precipitate carbide containing Ti and V by adding Ti and V appropriately in combination. It became.
Ｔｉ−（Ｖ，Ｍｏ）
Ｔｉ−（Ｖ，Ｍｏ）もＴｉ−Ｖと同様の強化能を有する。Ｍｏは原子番号の高い元素であるため、Ｖと同じ原子％になるように添加するためには、質量でＶの１．９倍添加する必要があり、Ｖよりも高価である。しかし、生成する（Ｔｉ，Ｖ，Ｍｏ）Ｃは（Ｔｉ，Ｖ）Ｃよりも高温かつ長時間の熱処理に対して安定で、微細なサイズを維持するメリットがある。鋼が高温で使用される場合にも強度低下を抑制することができる。
Ti- (V, Mo)
Ti- (V, Mo) has the same strengthening ability as Ti-V. Since Mo is an element having a high atomic number, in order to add it so as to be the same atomic% as V, it is necessary to add 1.9 times V by mass, and it is more expensive than V. However, (Ti, V, Mo) C to be produced is more stable than (Ti, V) C at a high temperature and for a long time, and has an advantage of maintaining a fine size. Even when steel is used at a high temperature, a decrease in strength can be suppressed.
Ｔｉ−（Ｖ，Ｗ）
Ｔｉ−（Ｖ，Ｗ）も、Ｔｉ−Ｖと同様の強化能を有する。Ｗは原子番号の高い元素であるため、Ｖと同じ原子％になるように添加するためには、質量でＶの３．６倍添加する必要があり、Ｖよりも高価である。しかし、生成する（Ｔｉ，Ｖ，Ｗ）Ｃは（Ｔｉ，Ｖ，Ｍｏ）Ｃよりも、さらに高温かつ長時間の熱処理に対して安定で、微細なサイズを維持するメリットがあり、高温で使用される鋼の活用に適している。
Ti- (V, W)
Ti- (V, W) also has the same strengthening ability as Ti-V. Since W is an element having a high atomic number, in order to add it so as to have the same atomic% as V, it is necessary to add 3.6 times as much as V by mass, and it is more expensive than V. However, the generated (Ti, V, W) C is more stable than heat treatment (Ti, V, Mo) C and stable for a long time and has the merit of maintaining a fine size. Suitable for use of steel.
Ｔｉ−Ｔａ
Ｔｉ−Ｔａも、Ｔｉ−Ｖと同様の強化能を有する。Ｔａは原子番号の高い元素であるため、Ｖと同じ原子％になるように添加するためには、質量でＶの３．６倍添加する必要があり、Ｖよりも高価である。しかし、生成する（Ｔｉ，Ｔａ）Ｃは極めて微細で、粗大化しない特徴を有し、熱間圧延条件の変動に対して安定に製造することができる利点を有する。
Ti-Ta
Ti-Ta also has the same strengthening ability as Ti-V. Since Ta is an element having a high atomic number, it is necessary to add 3.6 times as much as V in terms of mass in order to add it so as to have the same atomic% as V, which is more expensive than V. However, (Ti, Ta) C to be produced is extremely fine and has a feature that it does not become coarse, and has an advantage that it can be manufactured stably against fluctuations in hot rolling conditions.
Ｈｆ−Ｔａ
Ｈｆ−Ｔａは、Ｔｉ−Ｔａと同様の強化能を有する。Ｈｆは原子番号の高い元素であるため、Ｔｉと同じ原子％になるように添加するためには、質量でＴｉの３．７倍添加する必要があり、Ｔｉよりも高価である。また、上記のようにＴａも原子番号の高い元素であるため、Ｖよりも高価である。したがって、本成分系は安価製造の点からは有利とはいえない。しかし、生成する（Ｈｆ，Ｔａ）Ｃは高温、長時間の熱処理でも粗大化が極めて遅く、製造条件の変動の影響を受けにくい上に、６００℃付近までの高温強度が低下しにくい利点を有する。
Hf-Ta
Hf-Ta has the same strengthening ability as Ti-Ta. Since Hf is an element having a high atomic number, in order to add it to the same atomic% as Ti, it is necessary to add 3.7 times as much as Ti by mass, and it is more expensive than Ti. Further, as described above, Ta is also an element having a high atomic number, so it is more expensive than V. Therefore, this component system is not advantageous from the viewpoint of inexpensive production. However, the generated (Hf, Ta) C is extremely slow in coarsening even at high temperatures and for long time heat treatments, and is not easily affected by fluctuations in manufacturing conditions, and has the advantage that the high-temperature strength up to about 600 ° C. is difficult to decrease. .
以上のようにして第１の金属元素Ｍ１および第２の金属元素Ｍ２を選択した後、実際に（Ｍ１，Ｍ２）Ｃ炭化物が析出するように、第１の金属元素Ｍ１、第２の金属元素Ｍ２、およびＣの添加量を決定する必要がある。これらの添加量は、鋼板の厚さ、用途、要求される特性等に応じて、炭化物の析出強化により目的の強化量が得られるように適宜設定すればよいが、良好な加工性や溶接性などを高強度と併せ持つ鋼とするためには、Ｃ含有量は０．０２ｍａｓｓ％以上０．１０ｍａｓｓ％未満が好ましく、さらには０．０２〜０．０８ｍａｓｓ％が好ましい。この範囲の鋼中Ｃを有効に炭化物とし、かつ十分な強化量を確保するためには、上記の条件を満たす組合せのＭ１およびＭ２を選択した上で、Ｍ１およびＭ２の含有量（原子％）の合計とＣの含有量（原子％）の比（Ｍ１＋Ｍ２）／Ｃを０．８以上とすることが好ましい。 After selecting the first metal element M1 and the second metal element M2 as described above, the first metal element M1 and the second metal element so that the (M1, M2) C carbide is actually precipitated. It is necessary to determine the amount of addition of M2 and C. These addition amounts may be appropriately set according to the thickness, application, required characteristics, etc. of the steel sheet so that the desired strengthening amount can be obtained by precipitation strengthening of carbides, but good workability and weldability. In order to obtain steel having high strength and the like, the C content is preferably 0.02 mass% or more and less than 0.10 mass%, and more preferably 0.02 to 0.08 mass%. In order to effectively make C in the steel in this range a carbide and to secure a sufficient strengthening amount, a combination of M1 and M2 satisfying the above conditions is selected, and then the content of M1 and M2 (atomic%) The ratio (M1 + M2) / C of the total of C and the content (atomic%) of C is preferably 0.8 or more.
また、Ｍ１の含有量（原子％）とＭ２の含有量（原子％）の比Ｍ１：Ｍ２は、０．４５：０．５５〜０．５５：０．４５の範囲が望ましく、０．４７：０．５３〜０．５３：０．４７の範囲がさらに望ましい。 Further, the ratio M1: M2 between the content (atomic%) of M1 and the content (atomic%) of M2 is preferably in the range of 0.45: 0.55-0.55: 0.45, and 0.47: The range of 0.53 to 0.53: 0.47 is more desirable.
以上の点を考慮すると、Ｍ１またはＭ２に属する金属元素の好ましい範囲は、具体的に以下のとおりとなる。
Ｔｉ：０．０１〜０．２７％
Ｈｆ：０．０４〜０．９９％
Ｎｂ：０．０２〜０．５３％
Ｖ：０．０１〜０．２８％
Ｔａ：０．０４〜１．００％
Ｍｏ：０．０２〜０．５３％
Ｗ：０．０４〜１．０１％
（全てｍａｓｓ％）
Considering the above points, the preferable range of the metal element belonging to M1 or M2 is specifically as follows.
Ti: 0.01 to 0.27%
Hf: 0.04 to 0.99%
Nb: 0.02 to 0.53%
V: 0.01 to 0.28%
Ta: 0.04 to 1.00%
Mo: 0.02 to 0.53%
W: 0.04 to 1.01%
(All mass%)
さらに、上記Ｃ、Ｍ１、Ｍ２以外の他の成分の含有量についても限定されるものではなく、炭化物析出強化型の高強度鋼板の一般的な成分組成で構わないが、有効な析出強化を得る観点から、および種々の用途を考慮して、以下のような成分組成の範囲であることが好ましい。
Ｓｉ：３％以下
Ｍｎ：２％以下
Ｐ：０．１％以下
Ｓ：０．０１％以下
Ａｌ：０．１％以下
Ｎ：０．０１％以下
Ｃｒ：１％以下
Ｎｉ：１％以下
（全てｍａｓｓ％）
その他：Ｆｅ＋不可避不純物
Further, the content of other components other than the above C, M1, and M2 is not limited, and may be a general component composition of a carbide precipitation strengthening type high-strength steel sheet, but obtains effective precipitation strengthening. From the viewpoint and considering various uses, the following component composition ranges are preferable.
Si: 3% or less Mn: 2% or less P: 0.1% or less S: 0.01% or less Al: 0.1% or less N: 0.01% or less Cr: 1% or less Ni: 1% or less (all mass%)
Other: Fe + inevitable impurities
本発明は、炭化物を析出させることによる強化が有効な全ての鋼板に適用可能であり、薄鋼板であっても厚鋼板であってもよく、薄鋼板の場合には熱延鋼板であっても冷延鋼板であってもよく、さらに、これらを素材とするラインパイプ等の加工品であってもよく、その厚さや形態は問わない。薄鋼板に適用した場合には延性や加工性、厚鋼板やラインパイプでは靱性といった、一般に高強度化により犠牲となる特性を優れたものとすることができる。薄鋼板の用途としては、自動車用鋼板や、電磁鋼板等を挙げることができる。 The present invention is applicable to all steel plates effective in strengthening by precipitating carbide, and may be a thin steel plate or a thick steel plate. It may be a cold-rolled steel sheet, or may be a processed product such as a line pipe made of these materials, and its thickness and form are not limited. When applied to a thin steel plate, the properties generally sacrificed by the increase in strength such as ductility and workability, and toughness in a thick steel plate or line pipe can be made excellent. Examples of the use of the thin steel plate include a steel plate for automobiles and an electromagnetic steel plate.
本発明はこれらの中でも、特に、板厚１０ｍｍ未満の熱延鋼板に適用することが好ましく、制御性良く高強度化等の目的を達成することができる。その理由は、熱延鋼板では仕上げの熱間圧延後にランアウトテーブルにおいて１０℃/ｓ以上の早い冷却速度が容易に実現できるためオーステナイトからフェライトへの変態を過冷却によって遅延させることが可能であるためと、鋼板が巻き取り後に、ＭＣ型炭化物が析出しやすい６００℃近傍の温度で比較的長時間保持されるためである。また、１０ｍｍ未満の板厚では鋼板の板厚方向で熱履歴がほぼ均一で、したがって均一な析出現象が起こることも、安定的に当発明を活用する上で都合がよい。 Among these, the present invention is particularly preferably applied to a hot-rolled steel sheet having a thickness of less than 10 mm, and can achieve an object such as high strength with good controllability. The reason for this is that in a hot-rolled steel sheet, a fast cooling rate of 10 ° C./s or more can be easily realized in a run-out table after hot rolling of the finish, so that the transformation from austenite to ferrite can be delayed by overcooling. This is because, after the steel sheet is taken up, the MC type carbide is likely to precipitate, and is kept at a temperature near 600 ° C. for a relatively long time. Further, when the plate thickness is less than 10 mm, the thermal history is almost uniform in the plate thickness direction of the steel plate, and therefore, a uniform precipitation phenomenon is also advantageous in stably utilizing the present invention.
ベースとなる鋼組織は特に限定されるものではないが、延性の高いフェライト組織中に析出させることにより、高強度および高い熱的安定性に加え、特に良好な加工性を得ることができる。また、基になる鋼組織は、単相に限らずフェライト−ベイナイト等、２以上の相を有するものであってもよく、そのうちの少なくともフェライト相に上記炭化物が析出していればよい。 The steel structure as a base is not particularly limited. However, by precipitating in a ferrite structure having high ductility, particularly good workability can be obtained in addition to high strength and high thermal stability. The underlying steel structure is not limited to a single phase but may have two or more phases such as ferrite-bainite, and it is sufficient that the carbide is precipitated in at least the ferrite phase.
特に、フェライト単相組織の場合には、フェライトは転位密度が低いため、上記複合炭化物を析出させることにより、高強度と高加工性とを兼備した鋼板を得ることができるので、フェライト単相組織とすることが好ましい。このようなフェライト単相組織を厚さ１０ｍｍ以下程度の薄鋼板に適用し上記複合炭化物を析出させた場合には、フェライトの存在により高い伸びが得られ、単相組織であることから高い伸びフランジ性が得られ、かつ析出強化により高い強度が得られるので、高強度および高い伸びおよび伸びフランジ性が要求される自動車用鋼板等に適したものとなる。なお、ここでいうフェライト単相組織は他の組織が若干含まれていてもよく、面積比率で９５％以上フェライトであればフェライト単相組織である。、られジ性いらりつＣであり、 In particular, in the case of a ferrite single-phase structure, since ferrite has a low dislocation density, a steel sheet having both high strength and high workability can be obtained by precipitating the composite carbide. It is preferable that When such a ferrite single phase structure is applied to a thin steel sheet having a thickness of about 10 mm or less and the composite carbide is precipitated, a high elongation is obtained due to the presence of ferrite, and a high elongation flange is obtained because of the single phase structure. Therefore, high strength is obtained by precipitation strengthening, so that the steel sheet is suitable for automobile steel sheets and the like that require high strength and high elongation and stretch flangeability. The ferrite single-phase structure mentioned here may contain some other structures. If the ferrite has an area ratio of 95% or more, it is a ferrite single-phase structure. , Is the irritating nature C,
次に、製造方法について説明する。
本発明では、Ｃと上記Ｍ１およびＭ２とを所定比率で含有させた鋼を溶製した後、鋼スラブとし、この鋼スラブを未溶解炭化物が生じない温度に加熱した後、適宜の条件で熱間圧延、冷間圧延、熱処理等により鋼板を製造する過程で、鋼組織中に上記（Ｍ１，Ｍ２）Ｃで表される微細複合炭化物を析出させる。
Next, a manufacturing method will be described.
In the present invention, after melting steel containing M and M1 and M2 at a predetermined ratio, the steel slab is made into a steel slab. In the process of producing a steel sheet by hot rolling, cold rolling, heat treatment, etc., the fine composite carbide represented by (M1, M2) C is precipitated in the steel structure.
この際に、鋼組成は、上述したように、Ｃの含有量が０．０２ｍａｓｓ％以上０．１ｍａｓｓ％未満の範囲であり、第１の金属元素Ｍ１および第２の金属元素Ｍ２の合計の含有量（原子％）とＣの含有量（原子％）との比（Ｍ１＋Ｍ２）／Ｃが０．８以上であることが好ましい。 At this time, as described above, the steel composition has a C content in the range of 0.02 mass% or more and less than 0.1 mass%, and the total content of the first metal element M1 and the second metal element M2 The ratio (M1 + M2) / C of the amount (atomic%) and the C content (atomic%) is preferably 0.8 or more.
また、スラブ加熱温度については、上述したように、高温加熱はエネルギー消費の点および鋼のオーステナイト粒を粗大化させ靭性など鋼の機械的特性も損なうし、低すぎても炭化物を有効に溶解することが困難になることから、１１５０〜１２５０℃の範囲が好ましい。 As for the slab heating temperature, as described above, high-temperature heating coarsens the austenite grains of the steel and impairs the mechanical properties of the steel such as toughness, and even if it is too low, it effectively dissolves the carbide. Therefore, the range of 1150 to 1250 ° C. is preferable.
スラブ加熱後、鋼板を製造するに際しては、具体的には、８００℃以上の仕上げ温度５００〜７００℃の巻取温度で熱間圧延し、熱延鋼板とするか、あるいはさらに酸洗、冷間圧延、焼鈍を施し、冷延鋼板とすることができる。 When manufacturing a steel plate after slab heating, specifically, it is hot-rolled at a coiling temperature of 800 to 700 ° C. or higher finish temperature to form a hot-rolled steel plate, or further pickling and cold It can be rolled and annealed to form a cold rolled steel sheet.
以下、本発明の実施例について具体的に説明する。
ここでは、以下の組成Ａ〜Ｃを基本組成とし、炭化物生成元素の添加量(原子%)の合計がＣの添加量(原子%)を上回るように調製した材料を実験室溶解し炭化物構成元素の組み合わせによる鋼の強化の違いを検討した。
組成Ａ：0.025C-0.2Si-1.0Mn-0.002N-0.001S
組成Ｂ：0.045C-0.2Si-1.4Mn-0.003N-0.001S
組成Ｃ：0.070C-0.2Si-1.5Mn-0.003N-0.001S
（いずれもmass%）
Examples of the present invention will be specifically described below.
Here, the following compositions A to C are used as basic compositions, and materials prepared so that the total amount of added carbide-generating elements (atomic%) exceeds the added quantity of C (atomic%) are dissolved in the laboratory and are used as carbide constituent elements. The difference in the strengthening of steel by the combination of was investigated.
Composition A: 0.025C-0.2Si-1.0Mn-0.002N-0.001S
Composition B: 0.045C-0.2Si-1.4Mn-0.003N-0.001S
Composition C: 0.070C-0.2Si-1.5Mn-0.003N-0.001S
(Both mass%)
溶解した鋼の成分組成は表２に示した通りである。これらの鋼塊を、組成Ａを基本組成とするものは１２００℃で、組成Ｂを基本組成とするものは１２３０℃で、組成Ｃを基本組成とするものは１２５０℃で３０分の合金元素の溶体化処理を施した後、９００℃仕上げの熱間圧延を施した。その後巻き取り温度相当の６２０℃まで冷却した後、その温度で２時間保持し炉冷した。 The component composition of the melted steel is as shown in Table 2. Of these steel ingots, those having composition A as the basic composition are 1200 ° C., those having composition B as the basic composition are 1230 ° C., and those having composition C as the basic composition are alloy elements of 30 minutes at 1250 ° C. After the solution treatment, hot rolling with 900 ° C. finish was performed. Then, after cooling to 620 ° C. corresponding to the coiling temperature, the temperature was maintained for 2 hours and the furnace was cooled.
このようにして製造した材料について走査電子顕微鏡および透過電子顕微鏡による組織解析を行い、炭化物の形態を解析した。また、ＪＩＳ１３号Ｂ試験片を用いた引張試験により機械特性を測定し、炭化物の析出による強化量を算出した。これらの結果を表３に示す。 The material thus produced was subjected to a structural analysis with a scanning electron microscope and a transmission electron microscope to analyze the morphology of carbides. Further, mechanical properties were measured by a tensile test using a JIS No. 13 B test piece, and the strengthening amount due to precipitation of carbide was calculated. These results are shown in Table 3.
未溶解炭化物は、電解研摩した試料を走査電子顕微鏡を用いて観察することで評価した。未溶解炭化物の評価は、析出強化への寄与が少ない０．１μｍ以上の炭化物（あるいは炭窒化物）が容易に観察される場合を、未溶解炭化物が回避されなかったとして、表３の「未溶解回避」の欄に×印で示した。また、逆にこのような粗大な炭化物が確認できない場合を、未溶解炭化物が回避されたとして、表３の「未溶解回避」の欄に○印で示した。 Undissolved carbide was evaluated by observing the electropolished sample using a scanning electron microscope. The evaluation of undissolved carbide is based on the assumption that undissolved carbide is not avoided when carbide (or carbonitride) of 0.1 μm or more that contributes little to precipitation strengthening is easily observed. It is indicated by a cross in the “dissolution avoidance” column. Conversely, when such coarse carbides cannot be confirmed, the undissolved carbides are avoided, and are marked with “◯” in the “Avoid undissolved” column of Table 3.
強化量については、実際に測定した強度の値からベースとなる鋼（組成Ａにおいては試料番号７、組成Ｂにおいては試料番号２３、組成Ｃにおいては試料番号２９の鋼）の測定強度を引くことにより求めた。表３には便宜上、ベースとなる鋼の強化量を０と表記した。また、組成Ａ〜Ｃの鋼に元素Ｍ１とＭ２を複合添加した場合、所定の複合析出物が析出したとして、以下の式から基準強化量σを求めた。 For the strengthening amount, subtract the measured strength of the base steel (sample No. 7 for composition A, sample No. 23 for composition B, and sample No. 29 for composition C) from the actually measured strength value. Determined by In Table 3, for the sake of convenience, the strengthening amount of the base steel is represented as 0. In addition, when elements M1 and M2 were added in combination to steels of compositions A to C, the standard strengthening amount σ was determined from the following equation, assuming that a predetermined composite precipitate was precipitated.
析出強化の理論的扱いにはAshby-Orowanの機構や、転位のCutモデルがあるが、 本発明者らは経験的に析出強化量（σ）として
σ（ＭＰａ）＝５．９√ｆ・ｌｎ（Ｘ／０．０００２５）／Ｘ
ｆ：析出物の体積分率
Ｘ：析出物の平均粒径（μｍ）
（参考文献 「レスリー鉄鋼材料学」 幸田監訳 熊井・野田訳 丸善 p213）
が現実と比較的よい対応を示す結果を得ている。
The theoretical treatment of precipitation strengthening includes the Ashby-Orowan mechanism and the cut model of dislocations. The present inventors have empirically determined σ (MPa) = 5.9√f · ln as the precipitation strengthening amount (σ). (X / 0.00025) / X
f: Volume fraction of precipitate
X: Average particle diameter of the precipitate (μm)
(Reference: "Leslie Steel Materials Science", directed by Koda, translated by Kumai and Noda, Maruzen p213)
The result shows a relatively good correspondence with reality.
基準強化量σは、析出物サイズを３ｎｍとして、Ｃが０．０２５ｍａｓｓ％（組成Ａ）の場合は析出率（添加Ｃ量のうち（Ｍ１，Ｍ２）Ｃとして析出している割合）６０％、Ｃが０．０４５ｍａｓｓ％（組成Ｂ）の場合は析出率８０％、Ｃが０．０７ｍａｓｓ％（組成Ｃ）の場合は析出率９０％として算出した。添加Ｃ量が増加するとともに、析出率が上昇することが経験的にわかっている。以上に基づいて基準強化量σを算出したところ、Ｃが０．０２５ｍａｓｓ％（組成Ａ）の場合は約１３０ＭＰａ、Ｃが０．０４５ｍａｓｓ％（組成Ｂ）の場合は約２３５ＭＰａ、Ｃが０．０７ｍａｓｓ％（組成Ｃ）の場合は約３３０ＭＰａであった。図２に各試料のＣ含有量と強化量（実測値）および基準強化量との関係を示す。 The reference strengthening amount σ is 60% when the precipitate size is 3 nm, and when C is 0.025 mass% (composition A), the precipitation rate (the ratio of (M1, M2) C precipitated out of the added C amount), When C was 0.045 mass% (composition B), the precipitation rate was 80%, and when C was 0.07 mass% (composition C), the precipitation rate was 90%. It has been empirically found that the deposition rate increases as the amount of added C increases. When the standard reinforcement amount σ was calculated based on the above, when C is 0.025 mass% (composition A), about 130 MPa, when C is 0.045 mass% (composition B), about 235 MPa, and C is 0.07 mass. % (Composition C) was about 330 MPa. FIG. 2 shows the relationship between the C content, the strengthening amount (measured value), and the reference strengthening amount of each sample.
表３および図２に示すように、電気陰性度が１．８未満でかつＭＣ型炭化物を生成する１種または２種以上の第１の金属元素Ｍ１と、電気陰性度が１．８以上の１種または２種以上の第２の金属元素Ｍ２とを、第１の金属元素Ｍ１と第２の金属元素Ｍ２との原子半径差が１０％未満となるような組み合わせで選択した本発明の範囲の「発明例」は、未溶解炭化物が回避されており、Ｃが０．０２５ｍａｓｓ％（組成Ａ）、０．０４５ｍａｓｓ％（組成Ｂ）、０．０７ｍａｓｓ％（組成Ｃ）のいずれの場合も、強化量が、各Ｃ量の基準強化量である１３０ＭＰａ、２３５ＭＰａ、３３０ＭＰａを超えていた。また、十分な強化量が達成された「発明例」では、いずれも１０ｎｍ未満の微細複合炭化物(（Ｍ１，Ｍ２）Ｃ)の形態を確認した。 As shown in Table 3 and FIG. 2, the electronegativity is less than 1.8, and one or more first metal elements M1 that generate MC-type carbides, and the electronegativity is 1.8 or more. The scope of the present invention in which one or more second metal elements M2 are selected in combination so that the atomic radius difference between the first metal element M1 and the second metal element M2 is less than 10%. In the “invention example”, undissolved carbides are avoided, and C is 0.025 mass% (composition A), 0.045 mass% (composition B), and 0.07 mass% (composition C), The amount of reinforcement exceeded 130MPa, 235MPa, and 330MPa which are the standard amount of reinforcement of each C amount. Further, in “Invention Examples” in which a sufficient amount of strengthening was achieved, the form of fine composite carbide ((M1, M2) C) of less than 10 nm was confirmed in all cases.
一方、本発明の範囲から外れる「比較例」では強度が不十分であり、Ｍ１を含有するものでは、未溶解炭化物を回避した場合でも、観察される炭化物はＭ１Ｃのみであり、その量は少なく、(Ｍ１，Ｍ２)Ｃの生成は認められなかった。また、Ｍ１を含有せず、２種類のＭ２を含有させた鋼（試料番号２２）では、炭化物はほとんど観察されなかった。 On the other hand, “Comparative Example” that is out of the scope of the present invention has insufficient strength. In the case of containing M1, even when undissolved carbide is avoided, only M1C is observed, and the amount is small. , (M1, M2) C was not observed. Moreover, in the steel (sample number 22) which did not contain M1 and contained two types of M2, a carbide | carbonized_material was hardly observed.
また、組成Ａ，Ｂ，Ｃのいずれの場合もＴｉとＺｒを複合添加した鋼（試料番号７，２３，２９）では、スラブ加熱工程時に溶け残ったことから生成したと推測される５０ｎｍ以上の炭化物や窒化物のみが観察され、強化に有効な１０ｎｍ以下の炭化物が観察されなかった。このことから、本実施例では、これらＴｉとＺｒを複合添加した上記３種類の鋼を強化量の基準点とした。 In addition, in each of the compositions A, B, and C, in steel (sample numbers 7, 23, and 29) to which Ti and Zr were added in combination, it was estimated that the steel was not dissolved during the slab heating process and was generated at 50 nm or more. Only carbides and nitrides were observed, and carbides of 10 nm or less effective for strengthening were not observed. Therefore, in this example, the above three types of steels to which Ti and Zr were added in combination were used as reference points for the amount of reinforcement.
「発明例」の中で試料番号３、１１は、比較的廉価なＴｉとＶのみを炭化物生成元素としており、経済的な面からも、この添加元素の組み合わせで高強度鋼が設計できたメリットは大きい。 Sample Nos. 3 and 11 in the “Invention Examples” use only relatively inexpensive Ti and V as carbide-generating elements. From the economical viewpoint, the advantage of being able to design high-strength steels by combining these additive elements Is big.
本発明は高い強度が要求される薄鋼板や厚鋼板、さらにこれらを素材とするラインパイプ等の安定かつ安価供給に利用できる。本発明により、添加する炭化物生成金属元素が無駄なく最も有効に活用される。さらに鋼中の炭素もその大半がＭＣ型炭化物として存在するため、金属組織的に均一性の高い組織が実現する。すなわち、典型的には単一の金属組織に極めて微細な炭化物にほぼ均一に分散した微細組織が実現する。このような組織の実現により、薄鋼板では延性や加工性、厚鋼板やラインパイプでは靱性といった、一般に高強度化により犠牲となる特性も維持された、総合バランスにすぐれた鉄鋼材料が供給される。 INDUSTRIAL APPLICABILITY The present invention can be used for stable and inexpensive supply of thin steel plates and thick steel plates that require high strength, and line pipes made of these. According to the present invention, the added carbide-forming metal element is most effectively utilized without waste. Furthermore, since most of the carbon in steel exists as MC type carbides, a highly uniform structure in terms of metal structure is realized. That is, a microstructure that is typically uniformly distributed in a very fine carbide in a single metal structure is realized. Realization of such a structure provides steel materials with excellent overall balance that maintain the characteristics generally sacrificed by increasing strength, such as ductility and workability for thin steel sheets and toughness for thick steel sheets and line pipes. .
Claims (18)
炭化物を構成する金属元素として、電気陰性度が１．８未満でかつＭＣ型炭化物を生成する１種または２種以上の第１の金属元素Ｍ１と、電気陰性度が１．８以上の１種または２種以上の第２の金属元素Ｍ２とを、前記第１の金属元素Ｍ１と前記第２の金属元素Ｍ２との原子半径差が１０％未満となるような組み合わせで選択する第１工程と、
前記第１の金属元素Ｍ１および前記第２の金属元素Ｍ２を含む炭化物が生成されるように前記第１の金属元素Ｍ１、前記第２の金属元素Ｍ２、およびＣの添加量を決定する第２工程と
を有することを特徴とする析出強化型高強度鋼板の設計方法。 A method for designing a precipitation-strengthening-type high-strength steel sheet obtained by precipitating carbide in a steel structure,
As the metal elements constituting the carbide, one or more first metal elements M1 having an electronegativity of less than 1.8 and generating MC-type carbides, and one kind having an electronegativity of 1.8 or more Or a first step of selecting two or more kinds of second metal elements M2 in such a combination that an atomic radius difference between the first metal element M1 and the second metal element M2 is less than 10%; ,
A second amount for determining the amount of addition of the first metal element M1, the second metal element M2, and C so that a carbide containing the first metal element M1 and the second metal element M2 is generated. And a method for designing a precipitation-strengthened high-strength steel sheet.
炭化物を構成する金属元素として、Ｔｉ、ＨｆおよびＮｂのうち１種または２種以上の第１の金属元素Ｍ１と、Ｖ、Ｍｏ、ＴａおよびＷのうち１種または２種以上の第２の金属元素Ｍ２とを、前記第１の金属元素Ｍ１と前記第２の金属元素Ｍ２との原子半径差が１０％未満となるような組み合わせで選択する第１工程と、
前記第１の金属元素Ｍ１および前記第２の金属元素Ｍ２を含む炭化物が生成されるように前記第１の金属元素Ｍ１、前記第２の金属元素Ｍ２、およびＣの添加量を決定する第２工程と
を有することを特徴とする析出強化型高強度鋼板の設計方法。 A method for designing a precipitation-strengthening-type high-strength steel sheet obtained by precipitating carbide in a steel structure,
As metal elements constituting the carbide, one or more first metal elements M1 of Ti, Hf and Nb, and one or more second metals of V, Mo, Ta and W are used. A first step of selecting the element M2 in such a combination that an atomic radius difference between the first metal element M1 and the second metal element M2 is less than 10%;
A second amount for determining the amount of addition of the first metal element M1, the second metal element M2, and C so that a carbide containing the first metal element M1 and the second metal element M2 is generated. And a method for designing a precipitation-strengthened high-strength steel sheet.
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