JP4171398B2

JP4171398B2 - 高強度高靱性非調質棒鋼およびその製造方法

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Publication number: JP4171398B2
Application number: JP2003370738A
Authority: JP
Inventors: 俊夫村上; 茂信難波; 雅雄外山; 義晃福岡; 雅実染川; 正一池田
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2003-10-30
Filing date: 2003-10-30
Publication date: 2008-10-22
Anticipated expiration: 2023-10-30
Also published as: JP2005133155A

Description

本発明は、強度と靱性をともに高くし、強度と靱性とのバランスに優れた高強度高靱性非調質棒鋼およびその製造方法に関するものである。

自動車を初めとする構造材料の鋼材（構造用鋼）として、フェライト−パーライト複相組織からなる棒鋼などが用いられている。これら棒鋼は、冷・温間鍛造された後に、主として高周波焼入れされ、各種ＣＶＪ部品やＩＱ歯車類として製造されている。

これらの棒鋼には、軽量化のために、一層の高強度化が求められている。しかし、一般的に、鋼を高強度化すると靱性の方が低下する。このため、フェライト−パーライト複相組織からなる棒鋼でも、高強度化して前記構造材料として適用するためには、少なくとも、従来使用していた鋼材と同等の製品靱性（冷・温間鍛造後の製品靱性）を確保する必要がある。

従来から、鋼材の強化方法としては、固溶強化や、マルテンサイト等との複合組織化による第２相による強化、析出強化、結晶粒の微細化などが良く知られている。

これらの強化方法の中でも、強度と靱性をともに高くし、強度−靱性バランスを良好にする方法としては、結晶粒の微細化が最も優れた方法である。この方法では、焼き入れ性を高めるＮｉ，Ｃｒ等の高価な元素の添加を必要としないために、低コストで高強度鋼材の製造が可能とされている。

このため、フェライト−パーライト複相組織からなる棒鋼でも、従来から、例えば、仕上げ圧延温度を８５０〜９５０℃に制御することで、パーライトコロニーサイズを６番以上に微細化させ、強度−靱性バランスを向上させることが提案されている (特許文献１参照) 。

また、旧γ粒径を５番以上に微細化させ、強度−靱性バランスを向上させることも提案されている (特許文献２、３参照) 。

更に、鋼片を１０５０℃以上に加熱後、仕上げ圧延温度を６５０〜８００℃に制御することで、フェライト分率をＣ含有量から定まる所定値以上で、フェライト粒度を１０番以上に微細化させ、強度−靱性バランスを向上させることも提案されている (特許文献４参照) 。
特許1278456 公報(1〜3 頁) 特許161327号公報(1〜3 頁) 特許1845976 号公報(1〜3 頁) 特公平4 −25343 号公報(1〜3 頁)

また、一方で、強度と延性とのバランスを向上させるために、結晶方位差 (粒界の方位差角) が１５°以上の大角粒界で囲まれたフェライトの平均粒径を例えば５μｍ以下に微細化させた、７００ＭＰａ前後の引張強度の低炭素フェライト−パーライト複相組織鋼なども提案されている (特許文献５、６、７など参照) 。
特開平11-92855公報(1〜4 頁) 特開平11-315342 公報(1〜6 頁) 特開2000-309822 公報(1〜4 頁)

しかし、これらの方法でも、Ｃ含有量が０．３５〜０．５０％の中炭素のフェライト−パーライト複相組織鋼として、例えば、最低でも引張強度で９５０ＭＰａ、靱性（ uＥ20）で１００Ｊ以上の、強度と靱性とのバランスに優れた高強度高靱性非調質鋼は得られていない。

本発明はこのような課題を解決するためになされたものであって、強度と靱性をともに高くし、強度と靱性とのバランスに優れた高強度高靱性非調質棒鋼およびその製造方法を提供することである。

この目的を達成するために、本発明の高強度高靱性非調質棒鋼の要旨は、質量％で、Ｃ：０．３５〜０．５０％、Ｓｉ：０．１〜０．６％、Ｍｎ：０．５〜１．５％、Ａｌ：０．００５〜０．０２％、Ｖ：０．０５〜０．５０％を含み、残部鉄及び不可避的不純物からなり、鋼組織における、フェライト分率が２０〜４０％、パーライトの平均ラメラ間隔が０．０５〜０．２０μｍ、結晶方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれたフェライトの平均粒径が２〜１０μｍであるフェライト−パーライト複相組織からなることとする。

また、この目的を達成するために、本発明の高強度高靱性非調質棒鋼の製造方法の要旨は、質量％で、Ｃ：０．３５〜０．５０％、Ｓｉ：０．１〜０．６％、Ｍｎ：０．５〜１．５％、Ａｌ：０．００５〜０．０２％、Ｖ：０．０５〜０．５０％を含み、残部鉄及び不可避的不純物からなる鋼を、７５０〜９００℃の開始温度で仕上げ圧延し、仕上げ圧延終了後１０秒以内に平均冷却速度が１０℃／秒以上で急冷を開始して５００〜７００℃の温度まで冷却し、その後、２００℃まで平均冷却速度が０．１〜５℃／秒で冷却し、フェライト分率が２０〜４０％、パーライトの平均ラメラ間隔が０．０５〜０．２０μｍ、結晶方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれたフェライトの平均粒径が２〜１０μｍであるフェライト−パーライト複相組織からなる棒鋼とすることである。

本発明者らは、析出強化元素や固溶強化元素を含有させるとともに、引張強度で９５０ＭＰａ以上に高強度化させたフェライト−パーライト複相組織からなる中炭素鋼において、 uＥ20で１００Ｊ以上に高靱性化させるためには、結晶方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれたフェライト（以下、有効フェライトとも言う）の平均粒径を制御することが重要であることを知見した。

即ち、この有効フェライトは、フェライト−パーライト複相組織からなる高強度化させた中炭素鋼において、靱性を向上させる支配因子である。したがって、有効フェライトの平均粒径を２〜１０μｍの範囲に制御および微細化させることで、上記高強度化した場合に、同時に、高靱性化することができ、強度−靱性バランスを向上させることができる。

因みに、この有効フェライトの平均粒径制御による高靱性化は、前記した７００ＭＰａ前後の低強度の低炭素フェライト−パーライト複相組織鋼には顕著には見られない、９５０ＭＰａ以上に高強度化させた中炭素以上のフェライト−パーライト複相組織鋼に特有の現象である。

（鋼組織）
本発明の高強度高靱性非調質棒鋼の組織の要件について、以下に図１を用いて順次説明する。図１はフェライト−パーライト複相組織の模式図であり、１個の旧γ粒を模式的に示している。図中、略６角形の一点鎖線が旧γ粒径（粒界）であり、この一点鎖線で囲まれた領域が旧γ粒である。この旧γ粒径に沿って、パーライトを囲む形でフェライト粒群が順次配列して析出している。一方、一点鎖線で囲まれた領域内がパーライトである。パーライト組織は、鋼をオーステナイト状態から冷却した時、共析変態によって得られる、フェライトとセメンタイトとが互いに層状に並んだ組織（ラメラ組織）である。

このパーライト領域内において、種々の方向性を有する平行な斜線は、上記したセメンタイトとフェライトとが層状に並ぶラメラを示す。ここで、この平行な斜線間の間隔がパーライトのラメラ間隔であり、これら個々のラメラ間隔を平均化したものが平均ラメラ間隔である。更に、このラメラの向きが揃った領域（同じ方向性を有する平行な斜線で示す領域）がコロニーであり、点線で囲んだ領域が、フェライトの方位が揃った１個乃至複数のコロニーからなるノジュールである。図１では、１個〜４個のコロニーからなる合計４個のノジュールを示している。

（有効フェライト）
このノジュールが本発明で言う、結晶方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれたフェライト（有効フェライト）である。更に、前記した、旧γ粒径に沿って配列して析出しているフェライトの内、結晶方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれたフェライトが、本発明で言う有効フェライトである。本発明では、これらの有効フェライトの平均粒径を２〜１０μｍとする。

本発明では、これらの有効フェライトを上記範囲に微細化させることで、延性−脆性遷移温度が低下し、室温靱性・低温靱性が向上する。有効フェライトの平均粒径が２μｍ未満では、有効フェライトが微細化されすぎ、遷移温度が低下して、低温靱性は向上するが、室温靱性が低下し、高靱性化させることが困難となる。有効フェライトの平均粒径が１０μｍを越えた場合、例えば９５０ＭＰａ以上に高強度化した場合に、室温靱性・低温靱性の改善効果がともに不足し、例えば uＥ20で１００Ｊ以上に高靱性化させることが困難となる。

結晶方位差が１５°以上の大角粒界の方位は、棒鋼の代表的な部位あるいは複数の部位における、０．１×０．１ｍｍの数視野を１万倍のＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）で観察し、１視野につき数百個のフェライト粒を電子線後方散乱回折（ＥＢＳＤ）法で測定することができる。この際、結晶方位差（フェライトの粒界の方位差角）は１５°以上であるときを大角粒界とする。また、大角粒界が全粒界の７０％以上を占めるとき、組織は大角粒界からなっているとする。大角粒界の割合が７０％未満の時は、有効フェライトの微細化による強度上昇効果が十分ではない。

なお、有効フェライトの平均粒径は、５０００倍のＳＥＭ（走査型電子顕微鏡：JEOL社製 JSM-5410 ）に、TSL 社製OIM ^TMを用いて、隣接した結晶粒と１５度以上の方位差がある粒界を測定し、例えば、図１に一点鎖線で示す粒界を横断する一定長さ（例えば１００μｍ）の直線ｌを引き、この直線ｌによって切断される前記粒界数で直線ｌの前記長さを除す、所謂切片法あるいは直線切断法により計測する。

この他、本発明非調質棒鋼の組織は、フェライト分率が２０〜４０％であるフェライト−パーライト複相組織からなる。フェライト単相の場合、あるいはフェライト分率が４０％を超えた場合、例えば９５０ＭＰａ以上に高強度化することが困難となる。一方、パーライト分率の上昇にともなって、強度が向上するが、フェライト分率が２０％未満では、言い換えるとパーライトの分率が８０％を超えると、変形能の大きいフェライトの量が不足するため、例えば uＥ20で１００Ｊ以上に高靱性化させることが困難となる。

本発明のフェライト分率は、５０００倍のＳＥＭ（走査型電子顕微鏡：JEOL社製 JSM-5410 ）を用いて３視野測定した。これを画像解析ソフト（MEDIA CYBERNETICS ^TM社製Image-Pro Prus）で、前記ＳＥＭで観察した視野における（前記図１で言う）旧γ粒径に沿って順次配列して析出している前記フェライト粒群の合計測定面積と、パーライト測定面積との合計面積に対する、前記フェライト粒群の合計面積の分率で表される。

また、本発明複相組織において、前記したパーライトの平均ラメラ間隔は０．０５〜０．２０μｍとする。平均ラメラ間隔を微細化するほど強度は増すが、変態組織として得られる平均ラメラ間隔は０．０５μｍ程度が限界であり、これを下限とする。一方、平均ラメラ間隔は０．２０μｍを超えた場合、例えば９５０ＭＰａ以上に高強度化することが困難となる。この平均ラメラ間隔も、前記ＳＥＭで観察した視野における個々のラメラ間隔を測定した上で平均化して測定される。

(鋼の化学成分組成)
以下に、上記本発明組織として、引張強度で９５０ＭＰａ以上に高強度化させた上で、 uＥ20で１００Ｊ以上に高靱性化させ、構造用鋼としての特性を具備するために必要な、あるいは好ましい、非調質棒鋼の化学成分組成と、各元素の限定理由を説明する。

本発明非調質棒鋼の基本的な化学成分組成は、構造用鋼としての特性を具備するために、質量％で、Ｃ：０．３５〜０．５０％、Ｓｉ：０．１〜０．６％、Ｍｎ：０．５〜１．５％、Ａｌ：０．００５〜０．０２％、Ｖ：０．０５〜０．５０％を含み、残部鉄及び不可避的不純物からなることが必要である。そして、必要により、この基本成分組成に、更に、Ｃｒ：０．６０％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｎｉ：１％以下、Ｃｕ：１％以下、Ｔｉ：０．２％以下、Ｎｂ：０．１０％以下、の１種または２種以上を含有させる。

（Ｃ：０．３５〜０．５０％）
Ｃは、経済的かつ有効な強化元素であり、フェライト分率を低下させ、強度を上昇させる効果がある。また、高周波焼入れ性を向上させる効果もある。この効果を十分に発揮させるにはＣの含有量の下限が０．３５％以上の中炭素鋼とする必要がある。しかし、Ｃの含有量が上限の０．５０％を超えて高すぎると、フェライト分率が低くなり過ぎ、強度は上昇するが、靱性は低下する。したがって、Ｃ含有量は０．３５〜０．５０％の範囲とする。

（Ｓｉ：０．１〜０．６％）
Ｓｉは製鋼時の鋼の脱酸のために必要な元素である。また、固溶強化により強度を上昇させる効果もある。その含有量が０．１％未満と、下限の０．１％よりも少ない場合には、脱酸効果や強度向上効果が不十分となる。一方、上限の０．６％を超えて、含有量が多過ぎると、強度が高くなり過ぎ、靱性を低下させる結果となる。したがって、Ｃ含有量は０．１〜０．６％の範囲とする。

（Ｍｎ：０．５〜１．５％）
ＭｎはＳｉと同様、脱酸剤として有用な元素であり、固溶強化により強度を上昇させる効果もある。また、変態温度が低下して、組織を微細化させる効果もある。その含有量が０．５％未満と、下限の０．５％より少ない場合には、これらの効果が無い。一方、Ｍｎの上限の１．５％を超える過剰の含有は、強度が高くなり過ぎ、靱性を低下させる結果となる。また、空冷程度の冷却速度でも、ベイナイトが形成されるようになるため、靱性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．５〜１．５％の範囲とする。

（Ａｌ：０．００５〜０．０２％）
Ａｌは製鋼時の鋼の脱酸のために必要な元素である。また、固溶強化により強度を上昇させる効果もあり、ＡｌＮとして析出して、圧延時の組織の粗大化を抑制する効果もある。その含有量が０．００５％未満と、下限の０．００５％よりも少ない場合には、これらの効果が不十分となる。一方、上限の０．０２％を超えて、含有量が多過ぎると、強度が高くなり過ぎ、靱性を低下させる結果となる。したがって、Ａｌ含有量は０．００５〜０．０２％の範囲とする。

（Ｖ：０．０５〜０．５０％）
Ｖは、ＶＮとして析出して、析出強化により強度を上昇させる効果や、圧延時の組織の粗大化を抑制する効果がある。その含有量が０．０５％未満と、下限の０．０５％よりも少ない場合には、これらの効果が不十分となる。一方、上限の０．５０％を超えて、含有量が多過ぎると、強度が高くなり過ぎ、靱性を低下させる結果となる。したがって、Ｖ含有量は０．０５〜０．５０％の範囲とする。

（Ｃｒ：０．６％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｎｉ：１％以下、Ｃｕ：１％以下、Ｔｉ：０．２％以下、Ｎｂ：０．１０％以下、の１種または２種以上）
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｔｉ、Ｎｂは、固溶強化あるいは析出強化によって強度を向上させ、組織を微細化させる効果を有する点で同効元素である。したがって、これらの効果を発揮させるためには、これらの元素を１種または２種以上選択的に含有させる。

（Ｃｒ：０．６０％以下）
Ｃｒは、固溶強化と、パーライトのラメラ間隔を微細化により、強度上昇効果がある。この様な作用を効果的に発揮させるためには、０．０５％以上選択的に含有させる。一方、Ｃｒ量が多過ぎると、未溶解セメンタイトが生成しやすくなったり、変態終了時間が長くなり、マルテンサイトやベイナイトなどの過冷組織が生じるおそれがあるので、その上限を０．６０％とする。

（Ｍｏ：０．５％以下）
Ｍｏは、固溶強化により、強度上昇効果がある。この様な作用を効果的に発揮させるためには、０．０５％以上選択的に含有させる。一方、Ｍｏ量が多過ぎると、強度が高くなり過ぎ、靱性を低下させる結果となるので、その上限を０．５％とする。

（Ｎｉ：１％）
Ｎｉは、固溶強化により靱性を向上させる効果がある。この様な作用を効果的に発揮させるためには、０．０５％以上選択的に含有させる。しかし、この効果は１％を超えて飽和し、かつＮｉは高価であるので、上限を１％とする。

（Ｃｕ：１％以下）
Ｃｕは、固溶強化により靱性を向上させる効果がある。この様な作用を効果的に発揮させるためには、０．０５％以上選択的に含有させる。しかし、一方、Ｃｕ量が多過ぎると、微細析出により、強度が高くなり過ぎ、却って靱性を低下させる結果となるので、その上限を１％とする。

（Ｔｉ：０．２％以下）
Ｔｉは、析出強化により、強度上昇効果がある。この様な作用を効果的に発揮させるためには、０．０５％以上選択的に含有させる。一方、Ｔｉ量が多過ぎると、強度が高くなり過ぎ、靱性を低下させる結果となるので、その上限を０．２％とする。

（Ｎｂ：０．１０％以下）
ＮｂもＴｉと同様、析出強化により強度上昇効果がある。この様な作用を効果的に発揮させるためには、０．０５％以上選択的に含有させる。一方、Ｎｂ量が多過ぎると、強度が高くなり過ぎ、靱性を低下させる結果となるので、その上限を０．１０％とする。

（製造方法）
次に、本発明の高強度高靱性非調質棒鋼の好ましい製造条件について以下に説明する。本発明では、上記化学組成成分からなる鋼を溶製して鋳片となし、鋳片を加熱後、棒鋼への仕上げ圧延を行い、仕上げ圧延終了後急冷および徐冷して棒鋼を製造する。なお、棒鋼への仕上げ熱間圧延までの、製鋼、鋳造時の鋳片のサイズ、凝固時の冷却速度、あるいは分塊圧延条件については、特に限定するものではなく、本発明の要件を満足すれば、常法によるいずれの方法や条件でもよい。

（加熱温度）
仕上げ圧延に先立つ加熱温度は８００〜１２５０℃の温度範囲、より好ましくは８５０〜１２００℃の温度範囲とする。加熱温度が８００℃未満、より厳しくは８５０℃未満では、仕上げ圧延開始温度が低くなり、圧延荷重が大きくなり過ぎる。また、加熱温度が１２５０℃を超えた場合、より厳しくは１２００℃を超えた場合、製造コストが高くなるとともに、バ−ニングの危険性が増す。

（仕上げ圧延）
仕上げ圧延の開始温度は７５０〜９００℃の温度範囲、より好ましくは８００〜８５０℃の温度範囲とする。開始温度が７５０℃未満、より厳しくは８００℃未満では、仕上げ圧延開始温度が低くなり、圧延荷重が大きくなり過ぎる。また、仕上げ圧延開始温度が９００℃を超えた場合、より厳しくは８５０℃を超えた場合、仕上げ圧延後のオーステナイト粒が十分細かくならない。

この仕上げ圧延終了後に１０秒以内に急冷を開始する。仕上げ圧延終了から短時間で急冷を開始することで、オーステナイト粒の粗大化を防止する。急冷開始が仕上げ圧延終了後から１０秒を超えた場合、オーステナイト粒が粗大化してしまう。

仕上げ圧延終了後の平均冷却速度は１０℃／秒以上の急冷とする。このような急冷とすることで、オーステナイト粒の粗大化を抑制し、変態温度を低下させる。変態温度が低い方がパーライトやフェライトの核生成頻度が上昇し、有効フェライトの粒径が前記規定した範囲に微細化する。またラメラ間隔が微細化することで強度が向上する。

この急冷の終了温度は５００〜７００℃の温度範囲、より好ましくは５５０〜６５０℃の温度範囲とする。急冷の終了温度が低い方がラメラ間隔が微細化することで強度が向上する。しかし、急冷の終了温度が５００℃未満、より厳密には５５０℃未満の低温側となった場合、ベイナイトやマルテンサイトなどの過冷組織が形成されて靱性が低下する。一方、急冷の終了温度が７００℃を超えた場合、より厳密には６５０℃を超えた場合、ラメラ間隔微細化の急冷効果が無くなる。

この急冷の終了後、２００℃の温度まで、平均冷却速度が０．１〜５℃／秒で徐冷して棒鋼を製造する。上記急冷の終了後は、冷却速度は遅い方が良く、この徐冷によって、過冷組織の形成による靱性低下を防止する。平均冷却速度が０．１℃／秒未満では生産性が悪くなる。一方、平均冷却速度が５℃／秒を超えた場合、過冷組織の形成による靱性低下が生じる。また、過冷組織の形成は２００℃の温度までであり、徐冷の温度は２００℃までで良い。したがって、２００℃以下の棒鋼の温度制御は自由である。

以下に本発明の実施例を説明する。上記した鋼の化学成分組成や、加熱、仕上げ圧延の条件を種々変えて棒鋼を得、この棒鋼の組織調査と、強度−靱性のバランスの評価を行なった。

具体的には、表１に示す種々の化学成分組成からなる鋼を転炉にて溶製して鋳片となし、この鋳片を分塊圧延後に、１５５ｍｍ角のビレットに仕上げた。このビレットを加熱後、棒鋼への仕上げ圧延を行い、Φ３０ｍｍの棒鋼を製造した。これらの加熱、仕上げ圧延の条件を表２に示す。

これら製造した棒鋼の組織として、フェライト分率（％）、パーライトの平均ラメラ間隔（μｍ）、結晶方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれたフェライトの平均粒径（μｍ）を各々測定した。これらの測定は各々前記した方法と要領で行なった。

また、これら製造した棒鋼の引張強度と靱性を測定した。引張強度（ＭＰａ）は、ＪＩＳ４Ａ号試験片を用いて引張試験を行なった。また、靱性（Ｊ）は、ＪＩＳ３号試験片（２ｍｍのＵノッチ）を用いて、シャルピー衝撃試験を行なった。これらの結果を表２と図２とに示す。図２は表２の各発明例と比較例の引張強度と靱性を、縦軸：靱性、横軸：引張強度でプロットし、整理し直したものである。

表１、２および図２から明らかな通り、発明例１、１２、１３、１４、１７、１８の各発明例は、各々本発明の範囲内の化学成分組成Ａ、Ｅ、Ｆ、Ｇ、Ｊ、Ｋからなり、かつ、製造方法も、仕上げ圧延開始温度、仕上げ圧延終了後の急冷開始時間、急冷の際の平均冷却速度、急冷終了温度、その後の２００℃まで平均冷却速度が各々好ましい範囲内である。

この結果、棒鋼組織が過冷組織を有さない、フェライト−パーライト複相組織からなり、かつ、フェライト分率が２０〜４０％、パーライトの平均ラメラ間隔が０．０５〜０．２０μｍ、結晶方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれたフェライトの平均粒径が２〜１０μｍである。したがって、棒鋼の性能としても、９５０ＭＰａ以上の高強度であるとともに、１００Ｊ以上の高靱性を有しており、強度−靱性のバランスに優れている。

これに対して、比較例２〜８は、各々本発明の範囲内の化学成分組成であるＡの発明鋼を用いているものの、製造方法が各々好ましい範囲から外れている。この結果、強度−靱性のバランスが発明例に比して著しく劣っている。

例えば、比較例２は、仕上げ圧延開始温度が９５０℃と高過ぎる。このため、フェライト分率が１３％と小さくなり、有効フェライトの平均粒径が２６μｍと大きい。この結果、高強度の割に、靱性が低く、強度−靱性のバランスが発明例に比して著しく劣っている。

比較例３は、仕上げ圧延終了後の急冷開始時間が３０秒と長過ぎる。このため、フェライト分率が１８％と小さくなり、有効フェライトの平均粒径が２０．２μｍと大きい。この結果、高強度の割に、靱性が低く、強度−靱性のバランスが発明例に比して著しく劣っている。

比較例４は、急冷の際の平均冷却速度が１℃／秒と遅過ぎる。このため、有効フェライトの平均粒径が２５．４μｍと大きく、パーライトの平均ラメラ間隔も０．２３１μｍと大きい。この結果、強度も靱性もともに、強度−靱性のバランスが発明例に比して著しく劣っている。

比較例５は、急冷の際の平均冷却速度が７℃／秒と遅過ぎる。このため、パーライトの平均ラメラ間隔も０．２１５μｍと大きい。この結果、高靱性の割に、強度が低く、強度−靱性のバランスが発明例に比して著しく劣っている。

比較例６は、急冷終了温度が４２０℃と低過ぎる。このためベイナイトの過冷組織が形成されている。この結果、高強度の割に、靱性が低く、強度−靱性のバランスが発明例に比して著しく劣っている。

比較例７は、急冷終了温度が７３０℃と高過ぎる。このため、有効フェライトの平均粒径が１４．５μｍと大きく、パーライトの平均ラメラ間隔も０．２２６μｍと大きい。この結果、高靱性の割に、強度が低く、強度−靱性のバランスが発明例に比して著しく劣っている。

比較例８は、２００℃までの徐冷速度が２０℃／秒と早過ぎる。このためベイナイトの過冷組織が形成されている。この結果、高強度の割に、靱性が低く、強度−靱性のバランスが発明例に比して著しく劣っている。

また、比較例９〜１１、１５、１６は、各々本発明の範囲外の化学成分組成である各々Ｂ、Ｃ、Ｄ、Ｈ、Ｉの比較鋼を用いている。このため、製造方法は各々本発明の好ましい範囲を満たし、フェライト分率、パーライトの平均ラメラ間隔、有効フェライトの平均粒径など、組織的にも本発明要件を各々満たすものの、この結果、強度−靱性のバランスが発明例に比して著しく劣っている。

例えば、比較例９の比較鋼ＢはＳｉが１．３２％と上限を超えている。このため、靱性が低く、強度−靱性のバランスが発明例に比して著しく劣っている。

比較例１０の比較鋼Ｃは、Ｍｎが２．３１％と上限を超えている。このため、圧延後の冷却過程でベイナイトの過冷組織が形成されている。この結果、靱性が低く、強度−靱性のバランスが発明例に比して著しく劣っている。

比較例１１の比較鋼Ｄは、Ｃｒが１．２５％と選択的に含有する場合の上限を超えている。このため、靱性が低く、強度−靱性のバランスが発明例に比して著しく劣っている。

比較例１５の比較鋼Ｈは、Ｖが０．０１０％と少な過ぎ、下限を下回っている。このため、靱性の割に強度が低く、強度−靱性のバランスが発明例に比して著しく劣っている。

比較例１６の比較鋼Ｉは、Ｖが１．２％と多過ぎ、上限を超えている。このため、強度の割に靱性が低く、強度−靱性のバランスが発明例に比して著しく劣っている。

更に、比較例１９は、本発明の範囲内の化学成分組成であるＬの発明鋼を用いているものの、仕上げ圧延の代わりに、熱処理として、焼入れ、焼戻しを行なったものである。この組織は焼戻しマルテンサイトとなっており、靱性の割に強度が低く、強度−靱性のバランスが発明例に比して著しく劣っている。

以上の結果から、本発明の、化学成分組成、組織、好ましい製造条件などの各要件の、強度−靱性のバランスに対する臨界的が意義が分かる。

以上説明したように、本発明によれば、強度と靱性をともに高くし、強度と靱性とのバランスに優れた高強度高靱性非調質棒鋼およびその製造方法を提供することができる。この結果、自動車を初めとする構造用鋼用途を拡大するものである。

フェライト−パーライト複相組織の模式図である。実施例表２の各発明例と比較例の引張強度と靱性との関係を示す説明図である。

Claims

質量％で、Ｃ：０．３５〜０．５０％、Ｓｉ：０．１〜０．６％、Ｍｎ：０．５〜１．５％、Ａｌ：０．００５〜０．０２％、Ｖ：０．０５〜０．５０％を含み、残部鉄及び不可避的不純物からなり、鋼組織における、フェライト分率が２０〜４０％、パーライトの平均ラメラ間隔が０．０５〜０．２０μｍ、結晶方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれたフェライトの平均粒径が２〜１０μｍであるフェライト−パーライト複相組織からなることを特徴とする高強度高靱性非調質棒鋼。
前記高強度高靱性非調質棒鋼が、質量％で、更に、Ｃｒ：０．６０％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｎｉ：１％以下、Ｃｕ：１％以下、Ｔｉ：０．２％以下、Ｎｂ：０．１０％以下、の１種または２種以上を含有する請求項１記載の高強度高靱性非調質棒鋼。
質量％で、Ｃ：０．３５〜０．５０％、Ｓｉ：０．１〜０．６％、Ｍｎ：０．５〜１．５％、Ａｌ：０．００５〜０．０２％、Ｖ：０．０５〜０．５０％を含み、残部鉄及び不可避的不純物からなる鋼を、７５０〜９００℃の開始温度で仕上げ圧延し、仕上げ圧延終了後１０秒以内に平均冷却速度が１０℃／秒以上で急冷を開始して５００〜７００℃の温度まで冷却し、その後、２００℃まで平均冷却速度が０．１〜５℃／秒で冷却し、フェライト分率が２０〜４０％、パーライトの平均ラメラ間隔が０．０５〜０．２０μｍ、結晶方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれたフェライトの平均粒径が２〜１０μｍであるフェライト−パーライト複相組織からなる棒鋼とすることを特徴とする高強度高靱性非調質棒鋼の製造方法。