JP2011202192A - 熱処理用鋼板及び鋼部材の製造方法 - Google Patents
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Abstract
【解決手段】C:0.1質量%超過0.4質量%以下、Si:0.5〜1.5質量%、Mn:0.3〜2質量%、P:0.02質量%以下、S:0.02質量%以下、Cr:0.1〜2質量%、Ti:0.01〜0.1質量%、Nb:0.01〜0.1質量%、Al:0.1質量%以下、B:0.0005〜0.01質量%、N:0.01質量%以下を含むスラブを1250℃以上の温度に加熱した後、仕上げ圧延での全圧延率:90%以上、仕上げ温度:Ar3変態点〜Ar3変態点+100℃で熱間圧延し、平均冷却速度:40℃/秒以下で冷却し、巻取り温度:450〜600℃でコイル状に巻取って熱延コイルとし、前記熱延コイルを酸洗、球状化焼鈍又は冷延焼鈍することを特徴とする熱処理用鋼板の製造方法とする。
【選択図】なし
Description
しかしながら、上記の特許文献に記載の技術はいずれも、未溶解炭化物の大きさ及び量を最適化することによって鋼部材の靭性を向上させており、オーステナイト化を十分に行って作製される(すなわち、未溶解炭化物のない)鋼部材には、上記の技術を適用することができない。また、これらの特許文献に記載の鋼部材は、疲労特性や遅れ破壊特性が不十分である。
すなわち、本発明は、上記のような問題を解決するためになされたものであり、加工性及び焼入性が良好であると共に、疲労特性、靭性及び遅れ破壊特性の全てに優れた鋼部材を与える熱処理用鋼板の製造方法を提供することを目的とする。また、本発明は、疲労特性、靭性及び遅れ破壊特性の全てに優れた鋼部材の製造方法を提供することを目的とする。
すなわち、本発明は、C:0.1質量%超過0.4質量%以下、Si:0.5〜1.5質量%、Mn:0.3〜2質量%、P:0.02質量%以下、S:0.02質量%以下、Cr:0.1〜2質量%、Ti:0.01〜0.1質量%、Nb:0.01〜0.1質量%、Al:0.1質量%以下、B:0.0005〜0.01質量%、N:0.01質量%以下を含むスラブを1250℃以上の温度に加熱した後、仕上げ圧延での全圧延率:90%以上、仕上げ温度:Ar3変態点〜Ar3変態点+100℃で熱間圧延し、平均冷却速度:40℃/秒以下で冷却し、巻取り温度:450〜600℃でコイル状に巻取って熱延コイルとし、前記熱延コイルを酸洗、球状化焼鈍又は冷延焼鈍することを特徴とする熱処理用鋼板の製造方法である。
また、本発明は、上記の製造方法によって得られた熱処理用鋼板を成形加工した後、焼入焼戻処理を行うことを特徴とする鋼部材の製造方法である。
本発明に用いられるスラブの組成は以下の通りである。
Cは、自動車部品や機械構造部品などの鋼部材に要求される強度や疲労特性を確保するために必要となる元素である。熱処理によって鋼部材を高強度化する熱処理用鋼板においては、C含有量を0.1質量%よりも多くすることが望ましい。また、C含有量が0.4質量%を超えると、旧オーステナイト結晶粒界に炭化物が析出し、脆性破壊が生じ易くなると共に、粒界強度の低下による疲労特性(特に、疲労寿命)や遅れ破壊特性の低下が懸念される。また、加工性や溶接性が著しく劣化する。このため、C含有量は0.1質量%超過0.4質量%以下とする必要がある。
Siは、靭性(特に、衝撃靭性)、疲労特性(特に、疲労寿命)、及び遅れ破壊特性の向上に最も重要な元素である。ここで、Siは、焼戻しの際にフィルム状の炭化物の生成を抑制し、平均粒径0.5μm以下の微細な炭化物を析出させることで粒界強度の低下を抑え、疲労寿命を向上させる。また、Siは、焼入性及び焼戻し軟化抵抗を高め、熱処理後の強度を確保する上で有効な元素でもある。上記のような特性を得るためには、Si含有量は、0.5質量以上とする必要がある。ただし、Si含有量が1.5質量%を超えると、粒界に粗大な炭化物が形成され易くなり、疲労寿命が逆に低下する。また、冷間圧延性を低下させる観点からも、Si含有量は0.5〜1.5質量%とする必要がある。
Mnは、焼入れ性および強度を確保する上で有効な元素である。この効果を十分に得るためには、Mn含有量を0.3質量%以上とする必要がある。ただし、Mn含有量が2.0質量%を超えると、炭素当量も高くなり、加工性及び溶接部の安定性に悪影響を及ぼす。そのため、Mn含有量は0.3〜2質量%とする必要がある。また、熱処理(焼入焼戻処理)後の旧オーステナイト粒径を小さくする観点から、Mn含有量は0.8質量%以上が好ましい。
Pは、焼入れ時にオーステナイト粒界に偏析して粒界強度が低下することにより、靭性及び疲労寿命を低下させる元素である。そのため、P含有量は、0.02質量%以下とする必要がある。
Sは、鋼中でMnSを形成し、これが亀裂の起点となって強度や靭性を低下させる要因となる元素である。また、MnSは、粒界に偏析し、疲労寿命を低下させる。そのため、可能な限り含有量を少なくすることが望ましく、S含有量は、0.02質量%以下とする必要がある。
P及びSの含有量の上限を0.02質量%とすることで、P及びSに起因する弊害を抑えることができる。
Crは、Mnと同様に焼入れ性の向上に有効であると共に、焼戻し軟化抵抗を高める元素である。この効果を十分に得るためには、Cr含有量を0.1質量%以上とする必要がある。ただし、Cr含有量が2質量%を超えると、熱処理(焼入焼戻処理)後の組織が未溶解炭化物を多量に含むものとなり、この炭化物が亀裂を助長させる起点となって靭性や疲労寿命の低下を招く。そのため、Cr含有量は0.1〜2質量%とする必要がある。
Tiは、鋼中のNをTiNとして固定することにより、焼入れ性向上に有効な固溶Bの確保に寄与する元素である。また、Tiは、焼入れ時に旧オーステナイト粒径の粗大化を抑制し、疲労寿命を向上させる元素でもある。これらの効果を十分に得るためには、Ti含有量を0.01質量%以上とする必要がある。ただし、0.1質量%を超えてTiを添加しても、旧オーステナイト粒径の粗大化抑制効果が飽和し、却って疲労破壊の起点となるTi系介在物が増加する。そのため、Ti含有量は0.01〜0.1質量%とする必要がある。
Nbは、炭窒化物を形成し、旧オーステナイト結晶粒の粗大化を抑制して靭性を向上させると共に疲労寿命を向上させる元素である。これらの効果を十分に得るためには、Nb含有量を0.01質量%以上とする必要がある。ただし、0.1質量%を超えてNbを添加しても、上記効果は飽和し、不経済である。そのため、Nb含有量は0.01〜0.1質量%とする必要がある。
Alは、脱酸や、焼入れ時のオーステナイト結晶粒の粗大化抑制に有効な元素である。ただし、過剰のAlを添加すると、靭性や疲労寿命に悪影響を及ぼす。そのため、Al含有量は0.1質量%以下、好ましくは0.05質量%以下とする必要がある。また、上記の効果を効果的に得るためには、Al含有量の下限を0.01質量%とすることが好ましい。
Bは、微量の添加で焼入れ性を高める元素である。また、Bは、熱処理(焼入焼戻処理)後の旧オーステナイト粒界を強化して脆性破壊を抑制し、靭性を向上させる元素でもある。これらの効果を十分に得るためには、B含有量を0.0005質量%以上とする必要がある。ただし、0.01質量%を超えてBを添加しても、上記効果は飽和し、不経済である。そのため、B含有量は0.0005〜0.01質量%、好ましくは0.002〜0.01質量%とする必要がある。
Nは、BNの形成によってBが消費されるため、Bの効果を阻害する要因となる元素である。そのため、N含有量は、できるだけ低い方が望ましい。種々の組成を検討した結果、N含有量は0.01質量まで許容されるが、0.006質量%以下とすることが好ましい。
Niは、本発明に用いられるスラブの任意成分である。Niは焼入れ性、靭性及び疲労寿命の向上に有効な元素である。ただし、0.5質量%を超えてNiを添加しても、上記効果は飽和し、不経済である。そのため、Ni含有量は0.5質量%以下とする必要がある。また、上記の効果を効果的に得るためには、Ni含有量の下限を0.1質量%とすることが好ましい。
Caは、本発明に用いられるスラブの任意成分である。Caは、MnS系介在物の形態を球状化して鋼材の異方性を軽減する元素である。ただし、0.02質量%を超えてCaを添加すると、Ca系介在物が増加して疲労特性を低下させる。そのため、Ca含有量は0.02質量%以下とする必要がある。また、上記の効果を効果的に得るためには、Ca含有量の下限を0.001質量%とすることが好ましい。
Moは、本発明に用いられるスラブの任意成分である。Moは、焼入れ性及び焼戻し軟化抵抗の向上の他に、炭化物を形成して水素をトラップする効果を与える元素である。また、Moは、MnやCrの過剰な添加による靭性劣化を抑制する元素でもある。ただし、Moは高価な元素であるため、0.5質量%を超えてMoを添加すると不経済である。そのため、Mo含有量は0.5質量%以下とする必要がある。また、上記の効果を効果的に得るためには、Mo含有量の下限を、0.1質量%、好ましくは0.15質量%とすることが好ましい。
Vは、本発明に用いられるスラブの任意成分である。Vは、焼入れ時に結晶粒を微細化して靭性向上に有効であると共に、炭化物を形成して水素をトラップする効果を与える元素である。ただし、Vは高価な元素であるため、0.5質量%を超えてVを添加すると不経済である。そのため、V含有量は0.5質量%以下とする必要がある。また、上記の効果を効果的に得るためには、V含有量の下限を、0.1質量%とすることが好ましい。
スラブの残部はFe及び不可避的不純物からなる。ここで、本明細書において「不可避的不純物」とは、意図していないにも関らず不可避的に混入する不純物のことを意味する。
まず、上記のような組成を有するスラブを1250℃以上に加熱する。この範囲に加熱温度を設定することにより、TiやNbなどのマトリックスへの固溶が確保される。加熱温度が1250℃未満であると、熱間圧延において析出するNb炭化物量が不足する。その結果、焼入れの際に旧オーステナイト粒が成長してしまい、疲労特性や靭性(特に、衝撃靭性)が低下する。
酸洗方法としては、特に限定されず、公知の方法に準じて行うことができる。例えば、塩酸などを含む酸洗槽に熱延コイルを通過させればよい。
球状化焼鈍及び冷延焼鈍を行う際の条件は、特に限定されず、公知の方法に準じて行うことができる。
また、冷延焼鈍を行う場合、焼鈍温度及び焼鈍時間は、冷延焼鈍を行う前の冷間圧延率に応じて最適な条件を決定することが好ましい。例えば、冷間圧延の圧延率が高いものほど、一般的には、低温、短時間で微細な再結晶組織を得ることができる。鋼の成分組成によっても最適条件に多少の違いが生じるが、一般的に、全冷間圧延率が25%の場合は、焼鈍時間を670〜750℃、焼鈍時間10〜40時間とすればよい。
成形加工の方法としては、特に限定されず、鋼部材の形状などに応じてプレス成形などの公知の方法を用いることができる。
焼入焼戻処理は、熱処理用鋼板を高強度化させつつ、靭性及び疲労特性を高め、遅れ破壊特性の劣化を抑制するために必要な処理である。焼入れは、Ac3変態点+50℃以上の温度で60秒以上保持した後、急冷することが好ましい。急冷は、マルテンサイト変態を生じさせ得る冷却速度であれば特に限定されない。また、焼戻しは、180〜500℃の温度で10〜60分間保持すればよい。
実施例で用いたスラブの組成を表1に示す。なお、スラブの残部はFe及び不可避不純物である。
実施例1では、スラブの組成、熱延条件、焼入焼戻条件などが、熱処理用鋼板の加工性や、熱処理鋼板の疲労特性及び靭性に与える影響について調査した。
表1に示す成分を含む200mm厚のスラブを1280℃で60分加熱した後、表2〜3に示す条件で熱間圧延して冷却し、4.0mm厚の熱延板を作製した。そして、この熱延板を表2〜3に示す条件でコイル状に巻取って熱延コイルとし、この熱延コイルを酸洗することによって熱処理用鋼板を得た。なお、一部のサンプルについては、酸洗の代わりに、表2〜3に示す条件で球状化焼鈍又は冷延焼鈍を行った。また、球状化焼鈍は、水素雰囲気中で行った。
得られた熱処理用鋼板について、加工性を評価するために、JIS Z2241に準拠して引張試験を行い、引張強さ(TS)及び引張伸び(T.EL)を測定した。その結果を表2に示す。
得られた熱処理鋼板について、ビッカース硬度を測定すると共に、衝撃試験及び疲労試験を行った。
衝撃試験は、−45℃における2mmUノッチ衝撃値をJIS Z2242に準拠したシャルピー試験によって測定した。
また、疲労試験は、JIS Z2275に準拠した試験片を採取し、平面曲げ疲労試験機を用い、両振りにて22Hzで試験した。この試験において、5×106サイクル後の疲労強度の値を疲労限度とした。
上記の各評価の基準としては、TS×T.ELの値が16000以上であれば熱処理用鋼板の加工性が良好であると考えられる。ビッカース硬度が350〜500HV、Uノッチ衝撃値が80J/cm2以上、疲労限度比が0.4以上であれば、熱処理鋼板の疲労特性及び靭性が良好であると考えられる。
試料No.4の熱処理用鋼板は、所定の組成を有するスラブを用いたものの、巻取り温度が高すぎたために粗大なフェライト及びパーライトの混合組織が生成した。その結果、焼入れの際にパーライトが十分に固溶せず、旧オーステナイト粒が混在してしまった。つまり、この熱処理用鋼板から得られる熱処理鋼板は疲労強度が十分でなかった。
試料No.18及び21の熱処理用鋼板は、所定の組成を有するスラブを用いたものの、巻取り温度が低すぎたためにマルテンサイトが生じ、TS×T.ELの値が低くなった。つまり、これらの熱処理用鋼板は加工性が十分でなかった。
試料No.25の熱処理用鋼板は、Si及びMnの含有量が少ないスラブを用いたために、TS×T.ELの値が低くなった。つまり、この熱処理用鋼板は加工性が十分でなかった。
試料No.26の熱処理用鋼板は、Siの含有量が多いスラブを用いたために、高強度となってTS×T.ELの値が低くなった。また、この熱処理用鋼板は、過剰なSiに加えて巻取り温度が低すぎたために、変態が遅滞してコイルの変形が生じた。つまり、この熱処理用鋼板は加工性が十分でなかった。さらに、この熱処理用鋼板の表面に多くのスケールが形成されてしまい、熱処理鋼板の疲労限度を低下させた。つまり、この熱処理鋼板は疲労特性が十分でなかった。
試料No.28の熱処理用鋼板は、Siの含有量が少ないスラブを用いたために、焼入焼戻処理の際にセメンタイトが粗大化し、熱処理鋼板のUノッチ衝撃性を低下させた。つまり、この熱処理鋼板は靭性が十分でなかった。
試料No.29の熱処理用鋼板は、Cの含有量が多いスラブを用いたために、高強度となってTS×T.ELの値が低くなった。つまり、この熱処理用鋼板は、加工性が十分でなかった。さらに、この熱処理用鋼板は、焼入焼戻処理の際にSiの含有量が少ないことに起因してセメンタイトの粗大化が生じると共に、Bの未添加による粒界の強化不足のために、熱処理鋼板のUノッチ衝撃性が低下した。つまり、この熱処理鋼板は靭性が十分でなかった。
試料No.30の熱処理用鋼板は、Nbの含有量が多いスラブを用いたために、焼入焼戻処理の際にNbN、NbCが粗大化して介在物となり、熱処理鋼板のUノッチ衝撃性を低下させた。つまり、この熱処理鋼板は靭性が十分でなかった。
実施例2では、鋼種や焼戻し温度が、熱処理鋼板の疲労特性や靭性に与える影響について調査した。
200mm厚のスラブを1280℃で60分加熱した後、890℃の仕上げ温度で熱間圧延して30℃/秒の平均冷却速度で冷却し、4.0mm厚の熱延板を作製した。そして、この熱延板を550℃の巻取り温度でコイル状に巻取って熱延コイルとし、この熱延コイルを酸洗することによって熱処理用鋼板を得た。
次に、上記で得られた熱処理用鋼板の両面を0.5mm研削して3.0mm厚とし、冷間圧延して2.0mm厚に仕上げた。その後、熱処理(焼入焼戻処理)を行って熱処理鋼板を得た。焼入れは、900℃で15分間保持した後、水を用いて急冷することによって行った。また、焼戻しは、100〜500℃の範囲で30分間保持することによって行なった。
これに対して、焼戻し温度が180℃未満であると、本発明の熱処理用鋼板を用いても、熱処理鋼板が硬くなり過ぎてしまい、疲労特性や靭性が低下してしまった(試料No.31)。また、所定の組成を有するスラブを用いていない熱処理用鋼板は、焼戻し温度が180℃未満の場合だけでなく180〜500℃の範囲の場合であっても、疲労特性や靭性が不十分な熱処理鋼板を与えた(試料No.36〜44)。
実施例3では、鋼種や焼戻し温度が、熱処理鋼板の遅れ破壊特性に与える影響について調査した。
200mm厚のスラブを1280℃で60分加熱した後、890℃の仕上げ温度で熱間圧延して30℃/秒の平均冷却速度で冷却し、4.0mm厚の熱延板を作製した。そして、この熱延板を550℃の巻取り温度でコイル状に巻取って熱延コイルとし、この熱延コイルを酸洗することによって熱処理用鋼板を得た。
次に、上記で得られた熱処理用鋼板の両面を0.5mm研削して3.0mm厚とし、冷間圧延して2.0mm厚に仕上げた。その後、熱処理(焼入焼戻処理)を行って熱処理鋼板を得た。焼入れは、900℃で15分間保持した後、水を用いて急冷することによって行った。また、焼戻しは、100〜500℃の範囲で30分間保持することによって行なった。
上記の結果を表5に示す。表5中、遅れ破壊比とは、遅れ破壊限度を静的曲げ破壊強度で割った値(遅れ破壊比=遅れ破壊限度/静的曲げ破壊強度)である。この遅れ破壊比の評価基準としては、遅れ破壊比が0.5以上であれば、熱処理鋼板の遅れ破壊特性が良好であると考えられる。
これに対して所定の組成を有するスラブを用いていない熱処理用鋼板は、焼戻し温度が180〜500℃の範囲の場合であっても、遅れ破壊特性が不十分な熱処理鋼板を与えた(試料No.50〜53)。この結果は、スラブが所定の組成を有していないために、拡散性水素量が多くなったことに起因すると考えられる。
次に、上記各試料の代表例として試料No.46(本発明例)及び試料No.51(比較例)の熱処理鋼板の顕微鏡写真を図2に示す。図2からわかるように、試料No.46の熱処理鋼板では、試料No.51の熱処理鋼板よりも微細なセメンタイトが均一に析出していた。この微細なセメンタイトの均一な析出によって上記の効果がもたらされたと考えられる。
Claims (4)
- C:0.1質量%超過0.4質量%以下、Si:0.5〜1.5質量%、Mn:0.3〜2質量%、P:0.02質量%以下、S:0.02質量%以下、Cr:0.1〜2質量%、Ti:0.01〜0.1質量%、Nb:0.01〜0.1質量%、Al:0.1質量%以下、B:0.0005〜0.01質量%、N:0.01質量%以下を含むスラブを1250℃以上の温度に加熱した後、仕上げ圧延での全圧延率:90%以上、仕上げ温度:Ar3変態点〜Ar3変態点+100℃で熱間圧延し、平均冷却速度:40℃/秒以下で冷却し、巻取り温度:450〜600℃でコイル状に巻取って熱延コイルとし、前記熱延コイルを酸洗、球状化焼鈍又は冷延焼鈍することを特徴とする熱処理用鋼板の製造方法。
- 前記スラブは、Ni:0.5質量%以下、Ca:0.02質量%以下、Mo:0.5質量%以下、及びV:0.5質量%以下からなる群から選択される1種以上をさらに含むことを特徴とする請求項1に記載の熱処理用鋼板の製造方法。
- 請求項1又は2に記載の製造方法によって得られた熱処理用鋼板を成形加工した後、焼入焼戻処理を行うことを特徴とする鋼部材の製造方法。
- 前記焼入焼戻処理における焼戻温度は、180〜500℃であることを特徴とする請求項3に記載の鋼部材の製造方法。
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