JP2023550199A - フェライト系軽量鉄鋼の製造方法及びこれを用いたフェライト系軽量鉄鋼 - Google Patents

フェライト系軽量鉄鋼の製造方法及びこれを用いたフェライト系軽量鉄鋼 Download PDF

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Abstract

フェライト系軽量鉄鋼の製造方法及びこれを用いたフェライト系軽量鉄鋼に係り、詳しくは、短い時間にわたって低温焼戻しを施して組織の安定性を最大化させ、マンガンの添加量が低いながらも、強度を向上させたフェライト系軽量鉄鋼の製造方法に関する。フェライト系軽量鉄鋼の製造方法は、合金を１２００℃において９０分間溶体化処理する第１のステップと、前記溶体化処理された合金を９００℃～１１００℃において熱間圧延する第２のステップと、前記熱間圧延された合金を１０℃／ｓの冷却速度にて室温において空冷する第３のステップと、前記空冷された合金を常温において肉厚が７０％減じられるまで冷間圧延する第４のステップと、前記冷間圧延した合金に対して８５０℃～９５０℃において９０秒間二相域焼なまし（ｉｎｔｅｒｃｒｉｔｉｃａｌ ａｎｎｅａｌｉｎｇ）を施す第５のステップと、前記二相域焼なまし（ｉｎｔｅｒｃｒｉｔｉｃａｌ ａｎｎｅａｌｉｎｇ）を施した合金を－１０℃／ｓの冷却速度にて冷却処理する第６のステップと、前記冷却処理を施した合金を４３０℃において５０秒間等温焼なましする第７のステップと、前記等温焼なましされた合金を空冷する第８のステップと、前記空冷された合金を３００℃において１０分間低温熱処理工程（ＬＴＰ）する第９のステップと、によって行われる。前記軽量鉄鋼は、２．０～３．０ｗｔ％のＭｎ、５．０～６．０ｗｔ％のＡｌ及び０．１～０．３ｗｔ％のＣの成分を含有する。【選択図】図１

Description

本発明は、フェライト系軽量鉄鋼の製造方法及びこれを用いたフェライト系軽量鉄鋼に係り、さらに詳しくは、短い時間にわたって低温焼戻しを施して組織の安定性を最大化させ、マンガンの添加量が低いながらも、強度を向上させたコスト節減型フェライト系軽量鉄鋼の製造方法に関する。
一般に、産業分野における軽量化の戦略のために、双晶誘起塑性（ＴＷＩＰ：ｔｗｉｎｎｉｎｇ－ｉｎｄｕｃｅｄ ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）に高Ｍｎ鋼を加えたり、変態誘起塑性（ＴＲＩＰ：ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ－ｉｎｄｕｃｅｄ ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）に多量のＡｌ（アルミニウム）を加えたりする。１ｗｔ％のＡｌを添加すると、合金の密度が最大で１．３％まで小さくなるが、エンジニアリング応用分野に関しては、高い含量のＡｌ軽量または低密度のＴＷＩＰまたはＴＲＩＰ鋼は、色々な欠点が生じる。軽量鋼の色々な熱力学的な処理事象が生じると、高い密度のＡｌの含量により高温において面中心立方（ｆ．ｃ．ｃ．）オーステナイト粒子の安定性が大幅に低くなる。これは、準安定オーステナイト粒子の粒径と分布により室温においてオーステナイト粒子を異質的なものにする。結局、異種の準安定オーステナイトの焼成ひずみの間に固体状態のマルテンサイトのひずみは予測することができず、引っ張り試験の間に小さなひずみにおいて早期ＴＲＩＰの働きを招いてしまう。
既存より用いられてきている軽量鉄鋼は、優れた伸びを有しているとはいえ、アルミニウムの添加によって所望の強度を得るには難点があった。これを補うために工夫された方案が、マンガンを添加して強度を増加させることであるが、多量のマンガンを添加することにより、工程コストが高騰してしまうという結果を生んでしまう。これは、経済的な側面からみて、多大な損失を引き起こし、その結果、別の方案を工夫する必要性が生じる。
叙上の欠点を解決するために、広範な産業応用分野において用いられる既存の熱機械加工の後に、本発明においては、低温焼戻しを施した。ここで、低温焼戻し経路を調整すると、中間炭素原子を二種の準安定オーステナイトに分割して通常のフェライトベースのＬＩＧＨＴ－ＴＲＩＰ（変態誘起塑性）－ＤＰ（二相）鋼の強度と軟性が同時に向上するということを示した。特に、このような焼戻し工程は、準安定オーステナイト粒子において高い転位密度の損失なしに行われた。
本発明は、上記の不都合を解決するために案出されたものであって、その目的は、超高強度、軟性及び低密度のフェライト系軽量鉄鋼を提供することである。
また、本発明の目的は、Ａｌ及びＭｎなどの固体溶質元素を用いて、工程コストが高騰する従来の工程における不都合を解決して、工程コストを削減することのできるフェライト系軽量鉄鋼を提供することである。
本発明において解決しようとする技術的課題は、上述した技術的課題に何ら制限されるものではなく、未言及の他の技術的課題は、次の記載から本発明が属する技術分野において通常の知識を有する者にとって明らかに理解できる。
本発明に係るフェライト系軽量鉄鋼の製造方法は、合金を１２００℃において９０分間溶体化処理する第１のステップと、前記溶体化処理された合金を９００℃～１１００℃において熱間圧延する第２のステップと、前記熱間圧延された合金を１０℃／ｓの冷却速度にて室温において空冷する第３のステップと、前記空冷された合金を常温において肉厚が７０％減じられるまで冷間圧延する第４のステップと、前記冷間圧延した合金に対して８５０℃～９５０℃において９０秒間二相域焼なまし（ｉｎｔｅｒｃｒｉｔｉｃａｌ ａｎｎｅａｌｉｎｇ）を施す第５のステップと、前記二相域焼なまし（ｉｎｔｅｒｃｒｉｔｉｃａｌ ａｎｎｅａｌｉｎｇ）を施した合金を－１０℃／ｓの冷却速度にて冷却処理する第６のステップと、前記冷却処理を施した合金を４３０℃において５０秒間等温焼なましする第７のステップと、前記等温焼なましされた合金を空冷する第８のステップと、前記空冷された合金を３００℃において１０分間低温熱処理工程（ＬＴＰ）する第９のステップと、によって行われることを特徴とする。
前記軽量鉄鋼は、２．０～３．０ｗｔ％のＭｎ、５．０～６．０ｗｔ％のＡｌ及び０．１～０．３ｗｔ％のＣの成分を含有することを特徴とする。
上記の課題の解決手段によって、本発明は、超高強度、軟性及び低密度のフェライト系軽量鉄鋼を製造することができる。
また、本発明は、Ａｌ及びＭｎなどの固体溶質元素を用いて、工程コストが高騰する従来の工程の不都合を解決して、工程コストを削減することのできるコスト節減型フェライト系軽量鉄鋼を製造することができる。
さらに、本発明は、低温熱処理工程（ＬＴＰ）を調整して通常のフェライト系に基づく強度と軟性が同時に向上した軽量鉄鋼を製造することができる。
さらにまた、本発明は、低温熱処理工程（ＬＴＰ）を行うことで、組織の安定性を最大限にして機械的な特性を向上させることができる。
本発明であるフェライト系軽量鉄鋼の製造方法における時間の経過に伴う温度グラフを示す概略図である。 Ｂにて示した図１の二相域焼なまし（ｉｎｔｅｒｃｒｉｔｉｃａｌ ａｎｎｅａｌｉｎｇ；ＩＣＡ）前の区間の冷間圧延鋼材の全体的な微細構造を示す写真である。 本発明の一実施形態であって、Ｔｈｅｒｍｏ－Ｃａｌｃを用いて計算した温度関数であって、低温熱処理工程（以下、ＬＴＰ）鋼鉄に対するフェライト、オーステナイト及びκ－カーバイドの平衡相分率を示すグラフである。 焼戻し中における準安定オーステナイト粒子分画の変化を示すものであり、（Ａ）は、１０分間の焼戻し温度の関数であって、準安定オーステナイト粒子の体積分率であり、（Ｂ）は、３００℃（上）及び４００℃（下）において焼戻しされたＬＴＰ鋼の走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）画像である。 引っ張り試験前における現在の鋼の微細構造を示す透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）画像であって、ＬＴＰの間に転位密度が損失されないことを示す。 ３Ｄ（３次元）により再構成された炭素地図であって、０．１Ｃ－８５０鋼（左側）及び０．３Ｃ－８５０鋼（右側）の焼なましされたγ粒子と各鋼の準安定γ粒子から読み込んだＣ、Ｍｎ及びＡｌの対応する１Ｄ濃度プロファイルである。 ｆｃｃ－オーステナイト相の典型的な電子後方散乱回折（ＥＢＳＤ）極点図であって、横方向は０．１Ｃ－８５０（左側）及び０．３Ｃ－８５０鋼鉄（右側）の平面に垂直であり、ＲＤは圧延方向、ＮＤは垂直方向である。 焼戻しの前に０．１及び０．３ｗｔ％のＣにて臨界的に焼なましされた鋼鉄の準安定オーステナイト粒子に対する面積分率を測定したグラフである。 ＬＴＰ（赤色）及び非ＬＴＰ（青色）鋼の（２２０）ｆｃｃピークのグラフである。 常温引っ張り特性を示すグラフであって、（ａ）は、ＬＴＰを施した鋼を示し、曲線ｂ－ｄは、等温焼なましにより処理された０．１ｗｔ％のＣ（ｃ及びｄ）及び０．３ｗｔ％のＣ（ｂ）の非ＬＴＰ鋼を示すグラフである。 引っ張り試験を経たＬＴＰ鋼鉄の微細構造であって、他のストレインにおけるＬＴＰ鋼鉄のシンクロトロンＸＲＤ（Ｘ線回折）プロファイルである。 引っ張り試験を経たＬＴＰ鋼鉄の微細構造であって、直径が０．５μｍ以下の微小領域（Ｓｍａｌｌ Ｚｏｎｅ）に対する顕微鏡分析写真である。 引っ張り試験を経たＬＴＰ鋼鉄の微細構造であって、直径が３．０μｍ以下の粗大領域（Ｃｏａｒｓｅ Ｚｏｎｅ）に対する顕微鏡分析写真である。 低温熱処理工程（ＬＴＰ）を行った後、微小領域及び粗大領域における圧延の変化量（ε＝０％、ε＝５．２％、ε＝１３．５％、ε＝５．２％）に応じた微細組織の変化を示す写真である。ＲＤは、圧延方向、ＮＤは、ＲＤに垂直な方向及びＴＤは、観測方向である。 ＬＴＰを行う前とＬＴＰを行った後における強度の比較結果を示すグラフである。 本発明であるフェライト系軽量鉄鋼の製造方法を示す手順図である。
この明細書において用いられる用語について簡略に説明し、本発明について詳しく説明する。
本発明において用いられる用語としては、本発明における機能を考慮しつつ、できる限り現在汎広く用いられている一般的な用語を選択したが、これは、当分野に携わっている技術者の意図又は判例、新たな技術の出現などによって異なる。なお、特定の場合は、出願人が任意に選定した用語もあり、この場合に、該当する発明の説明の部分の欄において詳しくその意味を記載する。よって、本発明において用いられる用語は、単なる用語の名称ではなく、その用語が有する意味と本発明の全般に亘っての内容を踏まえて定義される。
明細書の全般に亘って、ある部分がある構成要素を「備える」としたとき、これは、特に断りのない限り、他の構成要素を除外するわけではなく、他の構成要素をさらに備えていてもよいことを意味する。
以下では、添付図面に基づいて、本発明の実施形態について本発明が属する技術分野において通常の知識を有する者が容易に実施できるように詳しく説明する。しかしながら、本発明は、種々の異なる形態に具体化可能であり、ここで説明する実施形態に何ら限定されるものではない。
本発明における解決しようとする課題、課題の解決手段、発明の効果をはじめとする具体的な事項は、次に記載する実施形態及び図面に取り込まれている。本発明のメリット及び特徴、並びにそれらを成し遂げる方法は、添付図面と結び付けて詳しく後述されている実施形態を参照すれば、なお一層明らかになる。
以下、添付図面に基づいて、本発明についてさらに詳しく説明する。
従来より用いられてきている軽量鉄鋼は、優れた伸びを有しているとはいえ、アルミニウムの添加により所望の強度を得るには難点があった。これを補うために工夫された方案が、マンガン（Ｍｎ）を添加して強度を増加させることであるが、多量のマンガンを添加してしまうと、工程コストが高騰してしまうという不都合がある。これは、経済的な側面からみて多大な損失を引き起こし、その結果、別の方案を工夫する必要性が生じる。本発明は、これらの理由によってマンガンの添加量は低減しつつも、所望の強度が得られる低温熱処理工程（以下、ＬＴＰ）をさらに行って、いわゆる「コスト節減型」の軽量鉄鋼を得ることができる。
一般に、金属合金及び鋼鉄のｆｃｃ構造のオーステナイト相は、高温下において安定的である。しかしながら、ＬＩＧＨＴ ＴＲＩＰ－ＤＰ（ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ－ｉｎｄｕｃｅｄ ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ－ｄｕａｌ ｐｈａｓｅ）材料に色々な熱力学的な処理が施されると、高温下においてオーステナイト粒子の安定性が著しく低下する。これは、常温においてオーステナイト粒子を不規則的なものにし、準安定オーステナイト粒子の粒径と分布を異質的なものにする原因となる。ＬＩＧＨ ＴＴＲＩＰ－ＤＰ合金は、低いＡｌの含量（５ｗｔ％未満）の通常のＴＲＩＰ－ＤＰとは、準安定オーステナイト粒子において差が出る。すなわち、前者は、粗い低温安定性のＢＣＣ（体心立方格子）－フェライトマトリックスに付けた異質的なラメラ状の準安定オーステナイト粒子を構成するのに対し、後者は、粒子の境界に沿って同一の分布を形成する。結局、異質的な準安定オーステナイトの焼成ひずみの間に固体状態のマルテンサイトひずみは予測することができなくなり、その結果、引っ張り試験中に小さなひずみにおいて早期ＴＲＩＰが生じてしまう。
従来の工程法は、高い温度において加熱した後、高温の圧延と低温の圧延を行った後、再び焼なましして用いる方法である。しかしながら、上述したように、既存の方法は、強度の側面からみて脆いというデメリットを有しており、結晶粒径にバラツキが生じるため、補う必要がある。圧延処理を施した後、微細組織を観察すると、非常に不均質であるということを確認することができる。したがって、熱処理を施して再結晶を行い、かつ相の変態を引き起こす。総二回の工程が終わった後、先に行った工程温度よりも比較的に低い温度である３００℃において約６００秒ほど低温熱処理工程（以下、ＬＴＰ）を行うのである。本発明において、前記低温熱処理工程（ＬＴＰ）を行って組織の安定性を最大にし、機械的な特性を向上させることができる。
本発明であるフェライト系軽量鉄鋼は、２．０～３．０ｗｔ％のＭｎ、５．０～６．０ｗｔ％のＡｌ及び０．１～０．３ｗｔ％のＣの成分を含有することを特徴とする。なお、前記フェライトは、体積分率が７６．９％であり、前記オーステナイトは、体積分率が２３．１％であることを特徴とする。
前記Ｍｎは、２．０～３．０ｗｔ％にて含めて工程コストを節減する。
前記Ａｌは、５．０～６．０ｗｔ％にて含めて合金の質量密度を減らし、有害なＦｅ－Ｃベースの沈殿を抑えるようにした。図２は、図１におけるＢ点であるＩＣＡ前の冷間圧延鋼材の全体的な微細構造を示すものであって、圧延鋼は、圧延方向ＲＤに沿ってフェライトとＣ－Ａｌリッチな沈殿物であるκ－カーバイドを含む二相微細構造を示している。
前記Ｃは、０．１～０．３ｗｔ％にて含め、８５０℃～９５０℃において０．１～０．３ｗｔ％のＣのすべての圧延鋼板はそれぞれ８５０及び９５０℃において二相域焼なまし（ｉｎｔｅｒｃｒｉｔｉｃａｌ ａｎｎｅａｌｉｎｇ、以下、ＩＣＡ）された。
一実施形態を挙げると、０．３ｗｔ％のＣを８５０℃において（以下、０．３Ｃ－８５０）ＩＣＡ（Ｓ５０）を施した後、等温焼なまし工程（Ｓ７０）を施した後、３００℃において１０分間低温熱処理工程（ＬＴＰ）を行ったところ、図４に示すように、フェライト及びオーステナイトの二重粒子からなり、温度が高くなるにつれて、オーステナイト分率が減少した。なお、４００℃を超える場合、α－フェライト及びκ－カーバイドが形成され、オーステナイト体積分率が損失されるということを確認した。
一実施形態を挙げると、図５に示すように、ＬＴＰを行った状態で、ＩＣＡ（Ｓ５０）を０．３Ｃ－８５０にて行った試片に対して、１０分間３００℃までＴＥＭ分析を行ったところ、ＬＴＰの間に転位密度が損失されないということを確認することができ、オーステナイトの安定化のためにＬＴＰが効率よく活用されることが可能である。
ＬＴＰを行った後におけるフェライト系軽量鉄鋼の成分は、下記の表１の通りである。
Figure 2023550199000002
図６のアトムプローブトモグラフィ（ＡＰＴ）によって示されたように、本発明において、ＬＴＰ工程後に、準安定オーステナイト粒子に分割されるＣの濃度を測定した。両鋼鉄試片ＬＴＰ及び０．３Ｃ－８５０の間の他のオーステナイト安定化元素であるＭｎの濃度差は、検出誤差範囲内にある。なお、Ａｌ原子は、Ｍｎと略同じ傾向を示した。図７に示すように、ＬＴＰサンプルをはじめとするすべての鋼鉄試片は、太いフェライトマトリックスにおいて層をなし、群集をなす準安定オーステナイト粒子を構成するラメラ状の微細構造を示している。
焼なましされた（Ｓ７０）鋼において、準安定オーステナイト粒子の異質性は、位置の不規則性を示し、粒子径が０．４５～４．２μｍの範囲であることを示す。このような異質性は、圧延状態で圧延方向ＲＤに沿って層をなし、クラスターをなす微細構造によって生じてしまう。図８に示すように、電子後方散乱回折（ＥＢＳＤ）及び既存のＸ線回折（ＸＲＤ）によって決められた準安定オーステナイト粒子の面積分率の測定については、炭素の含量が増えると、あるいは、臨界間の焼なまし温度が高くなると、さらに多くのオーステナイト分率が生成されるということが分かった。
図９に示すように、さらに多くの隙間炭素原子を準安定オーステナイト粒子に分割可能なＬＴＰ工程は、（２２０）ｆｃｃ平面の回折角度を減少させる。これは、シンクロトロンＸＲＤによって判明されており、ＬＴＰを用いた面心立方格子（ｆｃｃ）－オーステナイト格子パラメーターの増加を示す。両鋼鉄の間の（２２０）ｆｃｃ平面の計算された面間の間隔（ｉｎｔｅｒｐｌａｎａｒ ｄ－ｓｐａｃｉｎｇ）は、それぞれ０．１２８８０と０．１２８５９ｎｍであった。ＡＰＴ及びＸＲＤの結果に基づいて、準安定オーステナイトに１ ａｔ％（アトミックパーセント）の炭素を加えると、（２２０）ｆｃｃ面間の間隔が０．０００１８ｎｍまで増加する。これは、（１１１）ｆｃｃすべり平面のｄ－間隔がＬＴＰによって有効に増加するということを意味する。
図１０は、鋼鉄（０．３Ｃ－８５０－ＬＴＰ（ａ）、０．３Ｃ－８５０（ｂ）、０．１Ｃ－８５０（ｃ）及び０．１Ｃ－９５０（ｄ））の公称応力－ひずみ曲線（ｓｔｒｅｓｓ－ｓｔｒａｉｎ ｃｕｒｖｅ）を示している。ＬＴＰを行うことにより、フェライト系のＬＩＧＨＴ－ＴＲＩＰ－ＤＰ合金の常温における引っ張り特性が著しく改善されたことが分かる。
降伏強度は、（ｂ）の場合の６１０ＭＰａからＬＴＰ鋼の場合の７９８ＭＰａへと増加した。最大の引っ張り強度は、９００ＭＰａから１１０８ＭＰａへと増加した。全伸びは、４２．５％から４７％（絶対レベル）へと増加した。炭素の含量が０．３ｗｔ％から０．１ｗｔ％へと減少すると、引っ張り特性が減少した。ＬＴＰを行った結果（０．３Ｃ－８５０－ＬＴＰ（ａ））、さらに高い強度を有しつつ、さらに大きな変化量が受け入れられるということを確認することができる。なお、図１５に示すように、強度／重さである比強度を測定した結果、ＬＴＰを行った鉄鋼の方かさらに高いということを観察した。
引っ張り試験中にＬＰＴ鋼の転位密度を決定するために、最終サンプルの破綻までシンクロトロンＸＲＤと段階的ひずみを用いて結合分析を行った。各ひずみレベル、すなわち、ひずみ率（ε）が０％（焼なまし状態）、１３．５％、２５．２％及び４７．１％であるときに得た回折結果を図１１の（Ａ）に示した。図１１の（Ｂ）は、ＬＴＰ鋼鉄のひずみ前に準安定オーステナイト相は密度が３．１３×１０１５ ｍ－２である刃状転位がほとんど含まれているのに対し、粗いフェライトマトリックスにおいてらせん転位は４．４８×１０１４ ｍ－２を示している。
図１４は、ＬＴＰを行った後、圧延の変化量に応じた微細組織の変化を示すものであって、微小領域（Ｓｍａｌｌ ｚｏｎｅ）においては、圧延の変化量が増加するにも拘わらず大きな変化がないものの、粗大領域（Ｃｏａｒｓｅ ｚｏｎｅ）においては、変化量が増加するにつれて大きさが小さくなるということを観察することができる。
次いで、細粒子と粗粒子のオーステナイトにおいて、ひずみによる位相変換の粒子径の依存性を確認した。ナノ押し込み試験及びＴＥＭ分析は、直径が０．５μｍ以内の細粒子及び直径が３．１μｍ以内の粗粒子の圧子付きのオーステナイト領域における同一の位置において行われた。図１２の荷重変位曲線は、オーステナイト細粒子がナノ押し込み荷重によるマルテンサイトひずみに抵抗するということを示す。
これはまた、図１３に示すように、ＴＥＭ画像と対応する制限視野電子回折パターン（ＳＡＤＰ：Ｓｅｌｅｃｔｅｄ Ａｒｅａ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ Ｐａｔｔｅｒｎ）によって確認され、標的化され、かつ、窪んだ小さなオーステナイトの下から取得される。これとは対照的に、ローディング－アンローディング曲線のポップイン現象は、ＬＴＰ合金において、粗いオーステナイト領域のナノ押し込み試験の最中に明らかに観察される。また、最初のポップイン現象後の勾配は、一定のローディング速度においても、最初のポップイン前の勾配に比べて急激に増加した。この勾配の増加は、粗い準安定オーステナイトの内部の連続した相ひずみの形成を通じた転位樹林の硬化に起因する。これは、ＴＥＭ画像によって裏付けられて、オーステナイトが硬質のα’－マルテンサイト相に局部的にひずんだことを示す。対応するＳＡＤＰは、新たに形成されたｂｃｃ α’－マルテンサイトと親ｆｃｃオーステナイトとの間に共通のＫｕｒｄｊｕｍｏｖ－Ｓａｃｈｓ（Ｋ－Ｓ）関係が存在するということを示す。粗いオーステナイトのα’－マルテンサイト粒子を＜１１０＞ｂｃｃ方向に沿って成長させてひずみ誘起相変態によって生成される総エネルギーを最小化させた。ポップイン現象は、ナノインデンターチップによって法線方向に沿って外部の応力が加えられたときに生じた。すなわち、ベイン（Ｂａｉｎ）歪みの圧縮軸が押し込み方向と略平行である可能性が高い。
本発明であるフェライト系軽量鉄鋼の製造方法は、図１６に示すように行われる。
まず、第１のステップ（Ｓ１０）においては、合金を１２００℃において９０分間溶体化処理する。前記溶体化処理（ｓｏｌｕｔｉｏｎ ｔｒｅａｔｍｅｎｔ）は、合金元素を固溶体に溶解する温度以上に加熱して十分な時間の間に保持して材料を軟化させることであって、より具体的に、前記溶体化に際して、１２００℃未満において溶体化を施す場合、オーステナイト（ａｕｓｔｅｎｉｔｅ）相の分率が低くなるという不都合が生じる虞があり、１２００℃を超える場合、オーステナイト（ａｕｓｔｅｎｉｔｅ）相の結晶粒径が過剰に大きくなり過ぎてしまうという不都合が生じる虞があるため、上記の条件下で施すことが好ましい。なお、前記溶体化に際して、９０分未満において溶体化を施す場合、オーステナイト（ａｕｓｔｅｎｉｔｅ）相の分率が低くなるという不都合が生じる虞があり、９０分を超える場合、オーステナイト（ａｕｓｔｅｎｉｔｅ）相の結晶粒径が過剰に大きくなり過ぎてしまうという不都合が生じる虞があるため、上記の条件下で施すことが好ましい。
前記合金は、マンガン（Ｍｎ）、アルミニウム（Ａｌ）及び炭素（Ｃ）を含むことを特徴とし、本発明であるフェライト系軽量鉄鋼の製造方法によって製造された軽量鉄鋼は、２．０～３．０ｗｔ％のマンガン（Ｍｎ）、５．０～６．０ｗｔ％のアルミニウム（Ａｌ）及び０．１～０．３ｗｔ％の炭素（Ｃ）の成分を含有することを特徴とする。
次いで、第２のステップ（Ｓ２０）においては、前記溶体化処理された合金を９００℃～１１００℃において熱間圧延する。前記第２のステップ（Ｓ２０）において熱間圧延して肉厚を５５％まで減じる。より具体的に、前記第２のステップ（Ｓ２０）において９００℃未満において熱間圧延を施す場合、仕上げ圧延温度までの温度間隔が狭いため、所定の肉厚まで十分な圧延を行うことができず、１１００℃を超えて熱間圧延を施す場合、高温脆性を引き起こす虞があるため、上記の条件下で施すことが好ましい。
次いで、第３のステップ（Ｓ３０）においては、前記熱間圧延された合金を１０℃／ｓの冷却速度にて室温において空冷する。但し、前記熱間圧延された合金は、６５０℃において６０分間圧延した後、室温において空冷してもよい。前記熱間圧延された合金は、コイル状に生成される。
次いで、第４のステップ（Ｓ４０）においては、前記空冷された合金を常温において肉厚が７０％に減じられるまで冷間圧延する。図２に示すように、前記第４のステップ（Ｓ４０）において生成された圧延鋼は、圧延方向ＲＤに沿ってフェライトとＣ－Ａｌリッチな沈殿物であるκ－カーバイド（体積分率：３８．６％）を含む二相微細構造を示している。
κ－カーバイドのバンド構造の形成は、主として高アルミニウム軽量鋼を鋳造する間における溶質分割効果に起因する。前記第４のステップ（Ｓ４０）は、常温の低い温度下において行う。
次いで、第５のステップ（Ｓ５０）においては、前記冷間圧延した合金に対して８５０℃～９５０℃において９０秒間二相域焼なまし（ｉｎｔｅｒｃｒｉｔｉｃａｌ ａｎｎｅａｌｉｎｇ、ＩＣＡ）を施す。前記冷間圧延した合金は、前記第５のステップ（Ｓ５０）を行いながら、フェライト及びオーステナイトを生成することになる。前記第５のステップ（Ｓ５０）を行う温度は、熱力学的な計算に基づいて、４次のＦｅ－Ｍｎ－Ａｌ－Ｃシステムにおいてκ－カーバイド相を完全に溶解できるように設定される。
より具体的に、前記第５のステップ（Ｓ５０）において８５０℃未満において二相域焼なましを施す場合、残留オーステナイトが残っている虞があり、合金元素が十分に固溶されることを目指して行うため、９５０℃を超えて二相域焼なましを施す必要はない。
次いで、第６のステップ（Ｓ６０）においては、前記二相域焼なまし（ｉｎｔｅｒｃｒｉｔｉｃａｌ ａｎｎｅａｌｉｎｇ）した合金を－１０℃／ｓにて冷却処理する。
次いで、第７のステップ（Ｓ７０）においては、前記冷却処理を施した合金を４３０℃において５０秒間等温焼なましする。
次いで、第８のステップ（Ｓ８０）においては、前記等温焼なましされた合金を空冷する。
次いで、第９のステップ（Ｓ９０）においては、前記空冷された合金に対して３００℃において１０分間低温熱処理工程（ＬＴＰ）を施す。前記等温焼なましした合金は、前記第９のステップ（Ｓ９０）を行ってフェライト及びオーステナイト粒子からなる二重微細構造が形成される。前記第９のステップ（Ｓ９０）においては、析出物が析出されて平衡相に至るまで焼戻しを施すことが好ましい。
より具体的に、前記第９のステップ（Ｓ９０）において３００℃未満において前記低温熱処理工程（ＬＴＰ）を施す場合、析出物が析出されないという不都合が生じる虞があり、３００℃を超えて前記低温熱処理工程（ＬＴＰ）を施す場合、析出物の粗大化に起因して機械的な性質の低下及び製造コストの高騰が招かれてしまうという不都合が生じる虞があるため、上記の条件下で施すことが好ましい。また、前記第９のステップ（Ｓ９０）において１０分未満にて前記低温熱処理工程（ＬＴＰ）を施す場合、析出物が析出されないという不都合が生じる虞があり、１０分を超えて前記低温熱処理工程（ＬＴＰ）を施す場合、十分なエネルギーが得られるので、結晶粒の粗大化が招かれてしまう虞があるため、上記の条件下で施すことが好ましい。
従来の研究においては、引っ張り強度が１ＧＰａ以上であり、伸びが７％以上であることが主な結果物であった。しかしながら、本発明においては、ＬＴＰ工程を用いて、フェライト系が主組織でありながら、降伏強度が６１０ＭＰａから７９８ＭＰａへと増加し、最大の引っ張り強度は９００ＭＰａから１１０８ＭＰａへと増加した。なお、全伸びは、４２．５％から４７％（絶対レベル）へと増加した。
上記の課題の解決手段によって、本発明は、超高強度、軟性及び低密度のフェライト系軽量鉄鋼を製造することができる。
また、本発明は、Ａｌ及びＭｎなどの固体溶質元素を用いて、工程コストが高騰するという従来の工程が抱えている問題を解決して、工程コストが削減可能なフェライト系軽量鉄鋼を製造することができる。
さらに、本発明は、低温熱処理工程（ＬＴＰ）を調整して通常のフェライト系に基づく強度と軟性が同時に向上した軽量鉄鋼を製造することができる。
さらにまた、本発明は、低温熱処理工程（ＬＴＰ）を用いて、組織の安定性を最大にして機械的な特性を向上させることができる。
このように、上述した本発明の技術的な構成は、本発明が属する技術分野における当業者が、本発明の技術的な思想や必須的な特徴を変更することなく、他の具体的な形態で実施可能である。
よって、上述した実施形態は、あらゆる面において例示的なものに過ぎず、限定的ではないものと理解すべきであり、本発明の範囲は、上述した詳細な説明よりは、後述する特許請求の範囲によって表わされ、特許請求の範囲の意味及び範囲、並びにその均等概念から導き出されるあらゆる変更またはひずみされた形態が本発明の範囲に含まれる。

Claims (14)

  1. ２．０～３．０ｗｔ％のＭｎ、５．０～６．０ｗｔ％のＡｌ及び０．１～０．３ｗｔ％のＣの成分を含有し、
    引っ張り強度（ｔｅｎｓｉｌｅ ｓｔｒｅｎｇｔｈｓ）が９００ＭＰａ～１，１０８ＭＰａである
    ことを特徴とするフェライト系軽量鉄鋼。
  2. 前記軽量鉄鋼は、
    等温焼なまし工程後に、３００℃において１０分間低温熱処理工程（ＬＴＰ）を行ってフェライト及びオーステナイトの二重粒子からなる
    請求項１に記載のフェライト系軽量鉄鋼。
  3. 前記フェライトは、体積分率が７６．９％であり、前記オーステナイトは、体積分率が２３．１％である
    請求項２に記載のフェライト系軽量鉄鋼。
  4. 前記軽量鉄鋼は、
    全伸び（ｔｏｔａｌ ｅｌｏｎｇａｔｉｏｎｓ）が４２．５％～４７％である
    請求項１に記載のフェライト系軽量鉄鋼。
  5. 前記軽量鉄鋼は、
    降伏強度が６１０ＭＰａ～７９８ＭＰａである
    請求項１に記載のフェライト系軽量鉄鋼。
  6. 合金を１２００℃において９０分間溶体化処理する第１のステップと、
    前記溶体化処理された合金を９００℃～１１００℃において熱間圧延する第２のステップと、
    前記熱間圧延された合金を１０℃／ｓの冷却速度にて室温において空冷する第３のステップと、
    前記空冷された合金を常温において肉厚が７０％減じられるまで冷間圧延する第４のステップと、
    前記冷間圧延した合金に対して８５０℃～９５０℃において９０秒間二相域焼なまし（ｉｎｔｅｒｃｒｉｔｉｃａｌ ａｎｎｅａｌｉｎｇ）を施す第５のステップと、
    前記二相域焼なまし（ｉｎｔｅｒｃｒｉｔｉｃａｌ ａｎｎｅａｌｉｎｇ）を施した合金を－１０℃／ｓの冷却速度にて冷却処理する第６のステップと、
    前記冷却処理を施した合金を４３０℃において５０秒間等温焼なましする第７のステップと、
    前記等温焼なましされた合金を空冷する第８のステップと、
    前記空冷された合金を３００℃において１０分間低温熱処理工程（ＬＴＰ）する第９のステップと、
    によって行い、
    前記第９のステップを行って製造された軽量鉄鋼は、
    ２．０～３．０ｗｔ％のＭｎ、５．０～６．０ｗｔ％のＡｌ及び０．１～０．３ｗｔ％のＣの成分を含有する
    ことを特徴とするフェライト系軽量鉄鋼の製造方法。
  7. 前記軽量鉄鋼は、
    前記第７のステップにおいて低温熱処理工程（ＬＴＰ）を行うことで、フェライト及びオーステナイトの二重粒子からなる
    請求項６に記載のフェライト系軽量鉄鋼の製造方法。
  8. 前記フェライトは、体積分率が７６．９％であり、前記オーステナイトは、体積分率が２３．１％である
    請求項７に記載のフェライト系軽量鉄鋼の製造方法。
  9. 前記軽量鉄鋼は、
    引っ張り強度（ｔｅｎｓｉｌｅ ｓｔｒｅｎｇｔｈｓ）が９００ＭＰａ～１，１０８ＭＰａである
    請求項６に記載のフェライト系軽量鉄鋼の製造方法。
  10. 前記軽量鉄鋼は、
    全伸び（ｔｏｔａｌ ｅｌｏｎｇａｔｉｏｎｓ）が４２．５％～４７％である
    請求項６に記載のフェライト系軽量鉄鋼の製造方法。
  11. 前記軽量鉄鋼は、
    降伏強度が６１０ＭＰａ～７９８ＭＰａである
    請求項６に記載のフェライト系軽量鉄鋼の製造方法。
  12. 前記第４のステップにおいて冷間圧延を施して
    フェライト及びκ－カーバイドが交互に並べられ、圧延方向に沿って沈殿バンド構造を生成する
    請求項６に記載のフェライト系軽量鉄鋼の製造方法。
  13. 前記第２のステップにおいて熱間圧延して肉厚を５５％まで減じる
    請求項６に記載のフェライト系軽量鉄鋼の製造方法。
  14. 前記第４のステップにおいて冷間圧延して肉厚を７０％まで減じる
    請求項６に記載のフェライト系軽量鉄鋼の製造方法。

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