JP2021130854A

JP2021130854A - ベイナイト時効硬化型の高強度鋼材

Info

Publication number: JP2021130854A
Application number: JP2020027426A
Authority: JP
Inventors: 知洋安東; Tomohiro Ando
Original assignee: Daido Steel Co Ltd
Current assignee: Daido Steel Co Ltd
Priority date: 2020-02-20
Filing date: 2020-02-20
Publication date: 2021-09-09

Abstract

【課題】熱間鍛造後の硬さのばらつきを抑制することが可能なベイナイト時効硬化型の高強度鋼材を提供する。【解決手段】ベイナイト時効硬化型の高強度鋼材は、質量％でＣ：０．０８〜０．３５％，Ｓｉ：≦０．６０％，Ｍｎ：１．００〜２．５０％，Ｃｕ：０．０１０〜０．３０％，Ｎｉ：０．３０〜１．００％，Ｃｒ：０．４０〜１．５０％，Ｍｏ：０．３０〜１．５０％，Ｖ：０．１０〜０．４５％，ｓ−Ａｌ：≦０．０４０％，Ｎ：≦０．０１５％，残部Ｆｅ及び不可避的不純物から成り、更にＡｌＮ量が０．０１７５％以下である。【選択図】図１

Description

この発明は、ベイナイト組織を有し時効硬化処理によって析出硬化し高硬度化するベイナイト時効硬化型の高強度鋼材に関する。

従来において、強度，靭性を必要とする自動車用部品，機械構造部品等には、熱間鍛造後に焼入れ焼戻し処理（調質処理）されて使用される調質鋼が用いられてきた。

ところが調質鋼は強度，靭性に優れているものの、部品製造に際して熱間鍛造後の焼入れ焼戻し処理（調質処理）のための熱処理コストが高いといった問題の他、マルテンサイト変態に伴う熱処理歪みが大で、熱処理後の形状修正（もしくは寸法修正）のための機械加工量が多くなって歩留りの悪化を招きやすい。しかもその加工を硬いマルテンサイト状態の下で行うことから被削性（加工性）が悪く、部品製造のための所要時間が長く、また高コストとなる問題がある。

一方、調質鋼代替材料として、熱間鍛造ままでベイナイト組織を呈する非調質鋼材が機械構造部品等に広く適用されている。特にベイナイト時効硬化型の高強度鋼材は、熱間加工ままの組織をベイナイトとした上で、その後の時効硬化処理により硬さを高めるもので、熱間鍛造後の軟らかい状態で機械加工を行うことができる（例えば下記特許文献１参照）。

特開２０１５−１８０７７３号公報

しかしながら、ベイナイト時効硬化型の高強度鋼材は、熱間鍛造後（詳しくはその後の主として空冷による冷却まま）の硬さにばらつきが生じる場合があった。詳しくは、含有成分に基づいて想定されるベース硬さよりも硬くなって、機械加工性を損なう場合があった。本発明は以上のような事情を背景とし、熱間鍛造後の硬さのばらつきを抑制することが可能なベイナイト時効硬化型の高強度鋼材を提供することを目的としてなされたものである。

而して請求項１のものは、質量％でＣ：０．０８〜０．３５％，Ｓｉ：≦０．６０％，Ｍｎ：１．００〜２．５０％，Ｃｕ：０．０１０〜０．３０％，Ｎｉ：０．３０〜１．００％，Ｃｒ：０．４０〜１．５０％，Ｍｏ：０．３０〜１．５０％，Ｖ：０．１０〜０．４５％，ｓ−Ａｌ：≦０．０４０％，Ｎ：≦０．０１５％，残部Ｆｅ及び不可避的不純物から成り、且つＡｌＮ量が０．０１７５％以下であることを特徴とする。

なお、ベイナイト時効硬化型の高強度鋼材において、Ｐ≦０．０２５，Ｓ≦０．０２５などが不可避的不純物として含まれ得る。

請求項２のものは、質量％でＴｉ：≦０．３００％，Ｎｂ：≦０．３００％の何れか１種若しくは２種を更に含有することを特徴とする。

本発明者は、熱間鍛造後の鋼材の硬さがばらつく原因を調査したところ、熱間鍛造前（高温加熱前）の鋼材においてＡｌＮ量が多い場合に熱間鍛造後の硬さが高くなること、詳しくは、ＡｌＮ量が０．０１７５％超である場合に、熱間鍛造後の硬さが高くなり、被削性が損なわれることを見出した。
本発明はこのような知見の下になされたもので、ベイナイト時効硬化型の高強度鋼材のＡｌＮ量を０．０１７５％以下としたことを骨子とするものである。

本発明のベイナイト時効硬化型の高強度鋼材の製造方法について特に制限はないが、例えば、上記の化学組成を有するインゴットもしくは連続鋳造材を分塊圧延し、更にこれを熱間圧延することで製造することができる。このようにして得られた鋼材（圧延材）におけるＡｌＮ量は、ＡｌおよびＮの添加量のほか圧延条件等によって制御することが可能である。

このようにして製造された本発明のベイナイト時効硬化型の高強度鋼材は、その後、熱間鍛造および機械加工によって所定の形状に加工される。ここで本発明では、熱間鍛造後における硬さのばらつきが抑制されるため、熱間鍛造後に軟質な状態が安定的に維持され機械加工の効率を高めることができる。そして、機械加工の後、時効硬化処理（以下、単に「時効処理」という場合がある）が施されることによって、靭性に優れた、目的とする硬さの部品を得ることができる。

なお、熱間鍛造後の組織は実質的にベイナイト単相組織、詳しくはベイナイト組織の面積率が９０％以上であることが好ましい。組織中にフェライト組織等が混在していると時効硬化特性が低下するばかりでなく耐力比，耐久比も低下し、疲労強度の低下が懸念されるからである。ベイナイトの単相組織を得るためには、熱間鍛造時の高温加熱で被加工材（本発明の鋼材）をＡ₃点以上、より好ましくは９５０℃以上に加熱することが好ましい。９５０℃未満の場合には、鍛造後の組織において、時効硬化に寄与する合金元素の固溶が不十分になりやすい。
熱間鍛造が終了した後は、被加工材を室温まで冷却するが、冷却は大気中での放冷もしくはファンを用いての衝風冷却により行なうことができる。

また本発明の高強度鋼材は、時効処理により硬度を高めて高強度化を図ることができる。時効処理は、鋼中に析出するＭｏ炭化物、Ｖ炭化物等の微細化を図るため、５５０℃〜７００℃の温度範囲で行うことが好ましい。

次に本発明における各化学成分等の限定理由につき、以下に詳述する。
Ｃ：０．０８〜０．３５％
Ｃは、強度を確保するために必要な元素であるとともに、時効硬化処理によりＭｏ，Ｖの炭化物を析出させて鋼を高強度化する。その働きのために０．０８％以上が必要であり、０．０８％未満では所要の硬さ，強度が確保できない。
一方、Ｃを過剰に含有させると、セメンタイト量が増加し靭性が悪化するため、０．３５％を上限とする。より好ましいＣの範囲は０．１０〜０．２０％である。

Ｓｉ：≦０．６０％
Ｓｉは、溶製時の脱酸元素として有用である。また強度を高める効果もある。しかしながら、過剰に含有させると疲労強度低下の要因となるため、０．６０％を上限とする。より好ましいＳｉの含有量は０．３５％以下である。

Ｍｎ：１．００〜２．５０％
Ｍｎは、焼入性確保（ベイナイト組織の確保），強度向上のために１．００％以上含有させる。但し、過剰に含有させるとマルテンサイト生成を招くので、２．５０％を上限とする。より好ましいＭｎの範囲は１．２０〜２．００％である。

Ｃｕ：０．０１０〜０．３０％
Ｃｕは、焼入性確保（ベイナイト組織確保）及び強度向上のために含有させる。その働きのために０．０１０％以上含有させる必要がある。但し、過剰に含有させるとコストの増大をもたらし、また製造性を悪化させるため、０．３０％を上限とする。より好ましいＣｕの範囲は０．０１０〜０．１５％である。

Ｎｉ：０．３０〜１．００％
Ｎｉは靭性確保のために有効な成分であり、その働きのために０．３０％以上含有させる。但し、過剰な添加は熱間鍛造後の硬さを高めて、機械加工性を悪化させるため、１．００％を上限とする。より好ましいＮｉの範囲は０．４０〜０．７５％である。

Ｃｒ：０．４０〜１．５０％
Ｃｒは、焼入性確保（ベイナイト組織確保）及び強度向上のために含有させる。その働きのためには０．４０％以上含有させる必要がある。但し、過剰な添加はコスト増をもたらすため、１．５０％を上限とする。より好ましいＣｒの範囲は０．６０〜１．３０％である。

Ｍｏ：０．３０〜１．５０％
Ｍｏは、時効硬化処理によりＭｏ炭化物を析出させ、高強度化が得られるため含有させる。その働きのために０．３０％以上含有させる。但し過剰に含有させると硬度が高くなり機械加工性が悪化するため、１．５０％を上限とする。より好ましいＭｏの範囲は０．４０〜１．００％である。

Ｖ：０．１０〜０．４５％
Ｖは、Ｍｏと同様、時効硬化処理によりＶ炭化物を析出させ鋼を高強度化させる。その働きのため０．１０％以上含有させる必要がある。但し過剰に含有させるとコスト増をもたらすため、０．４５％を上限とする。より好ましいＶの範囲は０．１５〜０．３５％である。

ｓ−Ａｌ：≦０．０４０％
ｓ−Ａｌは溶解中の脱酸に使用される。但し過剰に含有させるとＡｌＮの析出過多に繋がるため、０．０４０％を上限とする。より好ましくは０．０３０％以下である。
ｓ−Ａｌは、酸可溶性アルミニウムを表し、ＪＩＳＧ１２５７（１９９４）の付属書１５に記載された方法により定量される。

Ｎ：≦０．０１５％
Ｎは、ＡｌＮを生成して熱間鍛造後の硬さを高め、鋼材の機械加工性を悪化させる。このため、０．０１５％を上限とする。より好ましくは０．０１０％以下である。

ＡｌＮ量が０．０１７５％以下
ＡｌＮ量は、熱間鍛造後の硬さに影響を及ぼす。ＡｌＮ量が０．０１７５％以下であれば、ＡｌＮ量に起因して熱間鍛造後の硬さが上昇してしまうことを抑制することができる。より好ましいＡｌＮ量は０．０１５０％以下である。

Ｔｉ：≦０．３００％
Ｔｉは、時効硬化処理によりＴｉ炭化物を析出させ、更なる高強度化に寄与するため、必要に応じて含有させることができる。但し、過剰に含有させると靭性を低下させるため、上限を０．３００％とする。Ｔｉを含有させる場合のより好ましい範囲は０．００５〜０．０５０％である。

Ｎｂ：≦０．３００％
Ｎｂは、時効硬化処理によりＮｂ炭化物を析出させ、更なる高強度化に寄与する。但し、過剰に含有させると靭性を低下させるため、０．３００％を上限とする。Ｎｂを含有させる場合は０．００５％以上含有させることが好ましい。
なお、Ｔｉ，Ｎｂは何れか一方だけを含有させることもできるし、或いはその両方を含有させることもできる。

評価鋼材Ｎｏ．１〜６についての熱間鍛造模擬加熱前のＡｌＮ量と時効処理前後の硬さとの関係を示した図である。評価鋼材Ｎｏ．７〜１０についての熱間鍛造模擬加熱前のＡｌＮ量と時効処理前後の硬さとの関係を示した図である。評価鋼材Ｎｏ．１１〜１４についての熱間鍛造模擬加熱前のＡｌＮ量と時効処理前後の硬さとの関係を示した図である。

下記表１に示す１４種（Ｎｏ．１〜１４）の鋼材を作製し、熱間鍛造模擬加熱前のＡｌＮ量、組織観察、時効処理前後の硬さ、について評価した。
表１に示す１４種の鋼材は、化学組成が近似している３つのグループに分けられている。具体的には、Ｎｏ．１〜６、Ｎｏ．７〜１０、Ｎｏ．１１〜１４、から成るグループである。そして、各グループ内で熱間鍛造模擬加熱前のＡｌＮ量を変化させている。

鋼材の作製および評価の方法は次の通りである。先ず表１に示す化学組成の鋼１５０ｋｇを真空誘導溶解炉にて溶製し、得られた鋼塊を熱間圧延し、直径φ１０ｍｍの丸棒から成る評価用の鋼材を得た。

そして得られた熱間鍛造模擬加熱前の鋼材においてＡｌＮ量を測定した。
その後、熱間鍛造を模して、鋼材に１０００℃以上で３０分の条件で高温加熱処理を行ない、その後室温まで空冷処理した。そして、空冷ままの鋼材（時効処理前の鋼材）にて組織観察および硬さ試験を行った。
その後、６００℃で１時間の条件で時効処理を行い、時効処理後の鋼材にて硬さ試験を行った。これら評価の結果は表１および図１〜３に示す通りである。
なお、ＡｌＮ量測定、硬さ試験および組織観察はそれぞれ以下のようにして行った。

＜ＡｌＮ量測定＞
１４％ヨウ素−メタノール溶液による母材（鋼材）の溶解での残渣の一部をＩＣＰ発光分析法により単位ｇ当りの全Ａｌ（ＡｌＮ，Ａｌ₂Ｏ₃）の定量を行う。また残渣の他の一部を硫酸で酸分解することにより、窒化物と酸化物を分離すると残渣中には酸化物が残る。元素分析しＡｌ量を定量すると、Ａｌ₂Ｏ₃量を定量したことになる。よって、ＡｌＮ量＝全Ａｌ（ＡｌＮ，Ａｌ₂Ｏ₃）−Ａｌ₂Ｏ₃量で求めることができる。

＜組織観察＞
組織観察については、ナイタール腐食後、光学顕微鏡（倍率４００倍）にて観察し、ベイナイト率を測定した。ベイナイト率については、ベイナイト組織の面積率が９０％以上であった場合を○、９０％未満であった場合を×として評価を行った。

＜硬さ試験＞
硬さ試験はＪＩＳＺ２２４５に準拠し、ロックウェル硬度計にて荷重１５０ｋｇｆダイヤモンド円錐圧子で実施した。硬さは試験片（丸棒からなる鋼材）の半径１／２の箇所で測定を行った。

表１および図１〜３で示した評価結果により、以下のことが分かる。
図１は、第１のグループ（Ｎｏ．１〜６）における、熱間鍛造模擬加熱前のＡｌＮ量と時効処理前後の硬さとの関係を示している。図１によれば、熱間鍛造模擬加熱前のＡｌＮ量が本発明で規定する上限（１７５ｐｐｍ）よりも少ない鋼材では、時効処理前の硬さが３４．０〜３５．３ＨＲＣであるのに対し、ＡｌＮ量が本発明の上限を超えて（２５１ｐｐｍ）析出した鋼材では、時効処理前の硬さが３６．４ＨＲＣと高い。

一方、時効処理後の各鋼材の硬さは３８．０〜３９．５ＨＲＣである。いずれの鋼材も、時効処理前よりも高硬度化が図られており、時効処理による効果が確認された。また、時効処理後の硬さについてＡｌＮ量の影響は認められず、各鋼材の硬さは略一定である。ＡｌＮ量の影響を受けてばらつきが生じるのは、時効処理前の硬さだけであることが分かる。

図２は、第２のグループ（Ｎｏ．７〜１０）における、熱間鍛造模擬加熱前のＡｌＮ量と時効処理前後の硬さとの関係を示している。第２のグループは、上記第１のグループに比べて、ＣやＭｏといった材料を硬くする元素の含有量が少ないため、含有成分に基づいて想定されるベース硬さが上記第１のグループよりも低い。しかしながら、熱間鍛造模擬加熱前のＡｌＮ量と時効処理前の硬さとの関係については、上記第１のグループと同じ傾向が認められる。即ち、熱間鍛造模擬加熱前のＡｌＮ量が本発明で規定する上限（１７５ｐｐｍ）よりも少ない鋼材では、時効処理前の硬さが２７．８〜２９．１ＨＲＣであるのに対し、ＡｌＮ量が本発明の上限を超えて（２３０ｐｐｍ）析出した鋼材では、時効処理前の硬さが３０．５ＨＲＣと高い。
また、時効処理後の硬さについては、上記第１のグループの場合と同様に、ＡｌＮ量の如何に拘わらず略一定である。

図３は、第３のグループ（Ｎｏ．１１〜１４）における、熱間鍛造模擬加熱前のＡｌＮ量と時効処理前後の硬さとの関係を示している。第３のグループは上記第１のグループに比べて、Ｃ、Ｃｕ、Ｍｏといった材料を硬くする元素の含有量が多いため、含有成分に基づいて想定されるベース硬さが上記第１のグループよりも高い。しかしながら、熱間鍛造模擬加熱前のＡｌＮ量と時効処理前の硬さとの関係については、上記第１のグループと同じ傾向が認められる。即ち、熱間鍛造模擬加熱前のＡｌＮ量が本発明で規定する上限（１７５ｐｐｍ）よりも少ない鋼材では、時効処理前の硬さが４７．０〜４７．５ＨＲＣであるのに対し、ＡｌＮ量が本発明の上限を超えて（２８３ｐｐｍ）析出した鋼材では、時効処理前の硬さが４９．５ＨＲＣと高い。
また、時効処理後の硬さについては、上記第１のグループの場合と同様に、ＡｌＮ量の如何に拘わらず略一定である。

なお、表１で示すように、組織観察にて求めたベイナイト組織の面積率は、何れの評価材についても９０％以上あり、実質的にベイナイト単相組織が得られている。

以上の結果から明らかなように、時効処理前の鋼材の硬さ、即ち熱間鍛造を模した熱処理後の鋼材の硬さは、ＡｌＮ量の影響でばらついているが、このようなＡｌＮ起因の硬さのばらつきは、ＡｌＮ量を１７５ｐｐｍ以下とすることで抑制することが可能である。即ち、ベイナイト時効硬化型の高強度鋼材にあっては、ＡｌＮ量を１７５ｐｐｍ以下とすることで、熱間鍛造後における硬さのばらつきが抑えられ、熱間鍛造後に軟らかい状態で安定的に機械加工を行うことが可能である。

以上本発明の実施例を詳述したがこれらはあくまで一例示であり、本発明はその趣旨を逸脱しない範囲において種々変更を加えた態様で実施可能である。

Claims

質量％で
Ｃ：０．０８〜０．３５％
Ｓｉ：≦０．６０％
Ｍｎ：１．００〜２．５０％
Ｃｕ：０．０１０〜０．３０％
Ｎｉ：０．３０〜１．００％
Ｃｒ：０．４０〜１．５０％
Ｍｏ：０．３０〜１．５０％
Ｖ：０．１０〜０．４５％
ｓ−Ａｌ：≦０．０４０％
Ｎ：≦０．０１５％
残部Ｆｅ及び不可避的不純物から成り、且つＡｌＮ量が０．０１７５％以下であることを特徴とするベイナイト時効硬化型の高強度鋼材。
請求項１において、質量％で
Ｔｉ：≦０．３００％
Ｎｂ：≦０．３００％
の何れか１種若しくは２種を更に含有することを特徴とするベイナイト時効硬化型の高強度鋼材。