JP4577999B2 - 低Ｃ−Ｍｎ系超微細粒鋼とその製造方法 - Google Patents

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、強度−靭性バランスに優れ、且つ均一延性にも優れた低Ｃ−Ｍｎ系超微細粒鋼に関し、更には強度−靭性バランスに優れ、且つ均一延性および延性に優れた低Ｃ−Ｍｎ系超微細粒鋼に関するものである。尚、本発明では、引張試験における最大荷重までの均一伸びを指標とした特性を「均一延性」とし、試験片破断に至るまでの全伸びを指標とした特性を「延性」ということとする。
【０００２】
【従来の技術】
金属組織におけるフェライト（以下、αと示す）の結晶粒を微細化することによって、鋼の強度および靭性を同時に高めることができることから、αの結晶粒を微細化する技術がこれまで進められてきた。ところがαの結晶粒径が小さくなるに従い、強度−靭性バランスが良くなる一方で、降伏比が上昇し、細粒化による局所延性の向上以上に急激な均一延性の劣化が生ずるという問題がある。この様な状況から、従来では、均一延性を確保するためαの結晶粒径を５μm程度とするにとどまっていた。
【０００３】
従って、αの結晶粒径が３．０μｍ以下の超微細領域においては、優れた強度−靭性バランスを確保することができるにもかかわらず、上述の様に均一延性の急激な劣化が生じて、延性も劣化してしまうこととなるため、この様な超微細粒鋼は、強度および靭性とともに成形性が要求される部位では実用化に至っていないというのが現状である。
【０００４】
近年では、主相をαとし、第２相をパーライトまたはセメンタイトとしてこの第２相の体積率を増加することで、強度−延性バランスを高めることができたとの報告もなされているが、αの結晶粒径が３．０μｍ以下の超微細粒領域を対象とするものではない。
【０００５】
特開昭５５−１２２８２１号には、主相をαとし、第２相をマルテンサイト（以下、α’と示す）とすることで、低降伏比で延性に優れた鋼を得ることができたことが開示されている。しかしながらここでは、本発明で対象としている様な、降伏比が上昇して延性が急激に劣化する結晶粒超微細領域についてまでは検討していない。
【０００６】
また従来より、αの結晶粒径が１０μm近辺では、α’を導入することで均一延性を向上できることについて知られているが、αの結晶粒径が３μm以下の超微細結晶粒の領域で、α’が有効に働くという知見は得られていない。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
本発明はこの様な事情に鑑みてなされたものであって、強度−靭性バランスに優れ、更に均一延性、または均一延性および延性に優れた低Ｃ−Ｍｎ系超微細粒鋼を提供することを目的とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
本発明に係る低Ｃ−Ｍｎ系超微細粒鋼とは、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．２５％、Ｍｎ：１．０〜３．０％を満たす鋼であって、αの平均粒径が３．０μｍ以下、α’の平均粒径が１０．０μｍ以下、更にα’の体積率が１５〜２３％であることを要旨とするものである（以下、本発明１ということがある）。この様な超微細粒鋼を製造するに当たっては、熱間圧延に際して、まず９００〜１０００℃に加熱した後、８００〜６７５℃の温度範囲内で、パス数：３以下、かつ累積圧下率：８７％以上の熱間圧延を行い、その直後に急冷を行うようにすればよい。
【０００９】
また、本発明の超微細粒鋼は、Ｃ：０．０３〜０．２５％、Ｍｎ：１．０〜３．０％を満たす鋼であって、αの平均粒径が３．０μｍ以下、α’の平均粒径が５．０μｍ以下、更にα’の体積率が１５〜２３％であることを要旨とするものでもある（以下、本発明２ということがある）。この様な超微細粒鋼を製造するに当たっては、熱間圧延に際して、まず９００〜１０００℃に加熱した後、８００〜６７５℃の温度範囲内で、パス数：３以下、うち少なくとも１パスが圧下率８７％以上である熱間圧延を行い、その直後に急冷を行うようにすればよい。
【００１０】
本発明の超微細粒鋼は、更にＴｉおよび／またはＮｂを合計で０．００５〜０．０７％含むものであることが好ましい。
【００１１】
【発明の実施の形態】
本発明者らは、前述した様な状況の下で、優れた強度−靭性バランスを有すると共に、優れた均一延性、あるいは均一延性および延性を発揮する超微細粒鋼の実現を目指して鋭意研究を進めた。その結果、低Ｃ−Ｍｎ系鋼にてαの結晶粒径を微細化するとともに、第２相として平均粒径および体積率を制御したα’を生成すれば、良好な強度−靭性バランスを確保することができるとともに、超微細粒鋼の課題である均一延性の向上、あるいは均一延性および延性の向上を達成できることを突き止めた。そして前記α’の平均粒径および体積率が、均一延性や延性に及ぼす定量的作用効果、および本発明の様な組織を得るための製造方法について追求を重ねた結果、本発明に想到したのである。
【００１２】
以下、強度と靭性とのバランスが良好であって、更に均一延性にも優れた超微細粒鋼、あるいは強度と靭性とのバランスが良好であって、更に均一延性および延性にも優れた超微細粒鋼を得るために、本発明で金属組織や化学成分、製造条件等の要件を定めた理由について詳細に述べる。
【００１３】
まず金属組織についてであるが、本発明では、優れた強度−靭性バランスを確保するためにαを平均粒径３．０μｍ以下の超微細粒とした場合であっても、平均粒径および体積率を本発明の如く制御したα’を第２相とすれば、強度−靭性バランスのみならず、均一延性にも優れた鋼、あるいは均一延性および延性にも優れた鋼が得られることを見出した。
【００１４】
即ち本発明では、第２相であるα’の平均粒径を特に１０μｍ以下とし、かつ体積率を１５〜２３％の範囲内にすれば、超微細粒鋼において有効に均一延性を向上できることが分かった。更に、このα’の粒径を５μｍ以下とすることで、均一延性だけでなく延性も高めることができたのである。この様に均一延性、更には延性を向上させることができた理由の詳細は不明であるが、後記実施例に示す如く、優れた均一延性を確保するにはα’の平均粒径を１０μｍ以下、均一延性に加えて延性を確保するには５μｍ以下とする必要がある。
【００１５】
またα’の体積率が大きくなるほど、均一延性，延性の改善効果が有効に発揮されることからα’の体積率は１５％以上とする。しかしながら、α’の体積率が高すぎても、強度のみが高まって延性や均一延性が劣化し、強度−延性バランスが崩れることとなるので、α’の体積率は２３％以下、好ましくは２０％以下とする。
【００１６】
尚、前記強度−靭性バランスをより優れたものとするには、αの平均粒径を１μｍ以下とすることが好ましい。
【００１７】
次に本発明で化学成分を規定した理由について述べる。
【００１８】
Ｃ：０．０３〜０．２５％
本発明の場合、鋼中Ｃ量と加熱温度によってα＋γ（オーステナイト）域まで加熱した時のγ生成量が決まり、これが冷却後に生成するα’の体積率にも影響する。従って、本発明で規定する量のα’を確保するには、Ｃを０．０３％以上添加することが必要であり、好ましくは０．０５％以上である。しかし過剰に添加すると、α’生成量が多くなり過ぎて強度のみが高まり、均一延性や延性の劣化を引き起こすこととなるので、Ｃ含有量を０．２５％以下、好ましくは０．２０％以下に抑える。
【００１９】
Ｍｎ：１．０〜３．０％
本発明で規定するα’量を確保するには、Ｍｎを１．０％以上添加して焼入れ性を高める必要がある。しかしながら、過剰に添加して焼入れ性を高めすぎると、均一延性や延性の発現に有効なポリゴナルフェライトが生成し難くなり、代わりに硬質のベイナイト（ベイニティックフェライト）が生成して均一延性や延性の向上を妨げることとなるので、Ｍｎ含有量は３．０％以下、好ましくは２．０％以下に抑える必要がある。
【００２０】
本発明における代表的な化学成分組成は以上の通りであるが、必要によってはＴｉおよび／またはＮｂを添加して、次の様な改善効果を得ることも有効である。即ち、Ｔｉ，Ｎｂは、γの回復・再結晶を抑制するのに有効な元素であることから、合計で０．００５％以上添加することが好ましく、より好ましくは合計で０．０１％以上である。しかしながら、これらＴｉ，Ｎｂの添加量が多すぎると、ＴｉＣ，ＮｂＣが析出して析出強化が生じ、延性を劣化させることとなるので、合計で０．０７％以下とすることが好ましく、より好ましくは合計で０．０５％以下である。
【００２１】
尚、本発明鋼中に含まれる元素については、上記説明したものの他、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる不可避不純物、更には、前記本発明の作用に悪影響を与えない範囲で他の元素を積極的に含有させることも可能である。積極添加が許容される他の元素の例としては、α’を安定的に生成して強度−均一延性バランスや強度―延性バランスを改善するのに有効なＳｉや、Ｍｎと同様に焼入れ性を高める効果を有するＣｒ，Ｍｏ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｂが挙げられる。またＴｉ，Ｎｂの様にγの回復・再結晶を抑制する元素としてＶ，Ｚｒ等が挙げられる。
【００２２】
次に、本発明の超微細粒鋼を製造する有効な方法について述べる。
【００２３】
良好な強度−靭性バランスに加えて、優れた均一延性を発揮しうる金属組織を得るには、熱間圧延を行うに際して、まず９００〜１０００℃に加熱し、次に８００〜６７５℃の温度範囲内で、パス数：３以下、かつ累積圧下率：８７％以上にて熱間圧延し、その直後に急冷を行うようにすればよい。
【００２４】
前記熱間圧延を行うにあたって加熱する際の温度が低すぎると、圧延前にα＋γの２相となり、圧延前の焼入れ性が不足して圧延後の組織にα’が残存しなくなるため、前記加熱温度は９００℃以上、好ましくは９２５℃以上とする必要がある。一方、前記加熱温度が高すぎてもγ粒径が粗大化し、圧延しても組織が十分に微細化しなくなると共にα’も生成し難くなることから、前記加熱温度は１０００℃以下、好ましくは９７５℃以下とする。
【００２５】
また熱間圧延開始温度が低すぎると、前記加熱で生成したγが圧延中にパーライトやセメンタイトに変態してしまい、α’が残存し難くなると共にα’の微細化も困難となることから、圧延開始温度は６７５℃以上、好ましくは７００℃以上で行う必要がある。一方、圧延開始温度が高すぎても、圧延によって導入される歪みが急速に回復して組織の微細化が進まないので、８００℃以下、好ましくは７５０℃以下で行うこととする。
【００２６】
熱間圧延は、パス数を３以下、好ましくは２以下とし、かつ累積圧下率を８７％以上、好ましくは９３％以上とすれば、本発明の如く微細なαおよびα’が得られるのである。
【００２７】
本発明者らは、均一延性のみならず延性も高めることについて検討した結果、特に、前記熱間圧延をパス数３以下、かつその内の１パスを圧下率：８７％以上で行うことが有効であることが分かった。この様に１パスを圧下率８７％以上で行うことによって、α’が微細分散することから、均一延性のみならず延性も向上できるものと考えられる。
【００２８】
本発明の超微細粒鋼を製造するにあたっては、上記熱間圧延後の冷却を急冷とする必要がある。前記冷却が徐冷の場合には、セメンタイトやパーライトが生成し、本発明で規定する平均粒径および体積率を満たす様なα’が得られないからである。急冷は水冷で行うことが好ましく、その他、オイル急冷を行うことも考えられる。
【００２９】
尚、本発明は、その他の製造条件を特定するものではなく、本発明で規定する元素を含有する鋼を用い、本発明で規定する様な方法で熱間圧延を行えば、良好な強度および靭性に加えて、優れた均一延性、あるいは優れた均一延性および延性を発揮することのできる金属組織が得られるのである。
【００３０】
【実施例】
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれる。即ち、下記実施例では、最終製品として形状が鋼板のものを製造しているが、本発明は、最終製品の形状まで限定するものではなく、鋼板の他、線材、棒鋼、型鋼であってもよい。
【００３１】
＜実施例１＞
Ｃ：０．１７％，Ｓｉ：０．４４％，Ｍｎ：１．３％，Ｎｂ：０．０１５％，およびＴｉ：０．０１％を含む鋼材を転炉にて溶製し、５０mm×５０mm×３００mmのスラブにした。得られたスラブを用い、熱間圧延を表１に示す加熱温度、圧延開始温度、パススケジュールで行った。圧延直後に水焼入れ（ＷＱ）を行い鋼板を得た。
【００３２】
得られた鋼板の機械的性質は、板厚２ｍｍの試験片で引張試験を行って測定した。金属組織は、１／４ｔ部位のＳＥＭ写真（倍率：１０００倍）を３枚撮影し、画像解析によりαの平均粒径、α’の体積率および平均粒径を求めた。これらの結果を一括して表１に示す。
【００３３】
【表１】

【００３４】
表１に示す実験結果より、Ｎｏ．３および７は、本発明１および本発明２のいずれの要件も満たすものであり、強度−均一延性バランスのみならず、強度−延性バランスにも優れていることが分かる。またＮｏ．６は、本発明１の要件を満たしていることから、強度−均一延性バランスに優れていることが分かる。
【００３５】
これに対し、Ｎｏ．１，２，４，５および８〜１０、１２は、本発明のいずれの要件も満足するものではないので、強度−均一延性バランスおよび強度−延性バランスのどちらも好ましくないものが得られた。この様な結果となった理由として、Ｎｏ．１，２および５では、熱間圧延における累積圧下率が８７％以上でなかったことから、平均粒径の大きすぎるα’が多量に又は少量生成したことが挙げられる。Ｎｏ．１０では、熱間圧延に際して行う加熱を低温で行ったためα’を生成させることができなかったこと、Ｎｏ．１２では、前記加熱温度が高すぎたためにαが粗大化し、かつα’が生成しなかったことが理由として挙げられる。またＮｏ．４では、熱間圧延開始温度が低すぎたので、規定範囲を超える平均粒径のα’が少量生成したこと、更にＮｏ．８および９では、熱間圧延時のパス数が３を超えたのでα’が生成しなかったことが、強度−均一延性バランスや強度−延性バランスに劣ることとなった理由に挙げられる。
【００３６】
＜実施例２＞
次に、化学成分を変化させた場合の影響を調べた。表２に示す各成分の鋼材を１５０ｋＶＩＦ（真空誘導溶解炉）で溶製して５０mm×５０mm×３００mmのスラブを得た。得られたスラブを９５０℃に加熱した後、熱間圧延を、圧延開始温度７００℃、パス数２、累積圧下率９５％の条件で行い、直後に水焼入れ（ＷＱ）を行って最終板厚が２．５ｍｍの鋼板を得た。得られた鋼板の機械的特性を前記実施例１と同様の方法で測定した。その結果を表２に併記する。尚、Ｎｏ．２０では、鋼の組織がベイナイト組織になったことから、前記機械的特性を測定しなかった。
【００３７】
【表２】

【００３８】
表２に示す実験結果より、Ｎｏ．１７〜１９および２１は、本発明の要件を満たす鋼であり、Ｎｏ．１７は強度−均一延性バランスに優れ、Ｎｏ．１８，１９および２１は、強度−均一延性バランス、および強度−延性バランスともに優れていることが分かる。
【００３９】
これに対し、Ｎｏ．１３〜１６は、本発明の要件を満足するものではないため、強度−均一延性バランス、および強度−延性バランスのどちらも好ましくないものとなった。その理由として、Ｎｏ．１３ではＣ含有量が少なすぎたことから、規定する体積率を満足するだけのα’を確保することができなかったこと、Ｎｏ．１４では、Ｃ含有量が過剰であるため平均粒径の大きすぎるα’が多量に生成したことが挙げられる。
【００４０】
Ｎｏ．１５および１６では、Ｔｉ，Ｎｂ量が多過ぎたためにＴｉＣ，ＮｂＣが析出し、結果としてＮｏ．１５ではα’の体積率が減少し、Ｎｏ．１６ではα’の体積率が減少すると共にα’の平均粒径が粗大化して、延性が劣化することとなった。
【００４１】
またＮｏ．２０では、Ｍｎ含有量が過剰であることから焼入れ性が高まりすぎてベイナイトが生成し、本発明で規定する様なαおよびα’が生成されなかった。
【００４２】
【発明の効果】
本発明は以上の様に構成されており、規定する化学成分を満たす鋼を用い、本発明で規定する方法で製造して鋼の組織を適切に調整することによって、強度−靭性バランスに優れ、更に均一延性、あるいは均一延性および延性にも優れた超微細粒鋼を実現することができた。そして、こうした鋼材の実現により、複雑な成形加工を要する自動車の車体等に活用できることとなった他、建築、電機、機械分野における複雑な部品等にも有効に活用し得ることとなった。

Claims (5)

1. 質量％で（以下同じ）、Ｃ：０．０３〜０．２５％、Ｓｉ：０．４４％以下、Ｍｎ：１．０〜３．０％を含有し、残部：鉄および不可避不純物である鋼であって、フェライトの平均粒径が３．０μｍ以下、マルテンサイトの平均粒径が１０．０μｍ以下、更にマルテンサイトの体積率が１５〜２３％であることを特徴とする低Ｃ−Ｍｎ系超微細粒鋼。
2. Ｃ：０．０３〜０．２５％、Ｓｉ：０．４４％以下、Ｍｎ：１．０〜３．０％を含有し、残部：鉄および不可避不純物である鋼であって、フェライトの平均粒径が３．０μｍ以下、マルテンサイトの平均粒径が５．０μｍ以下、更にマルテンサイトの体積率が１５〜２３％であることを特徴とする低Ｃ−Ｍｎ系超微細粒鋼。
3. 更にＴｉおよび／またはＮｂを合計で０．００５〜０．０７％含む請求項１または２に記載の低Ｃ−Ｍｎ系超微細粒鋼。
4. 請求項１に記載の超微細粒鋼を製造するに当たり、熱間圧延に際してまず９００〜１０００℃に加熱した後、８００〜６７５℃の温度範囲内でパス数：３以下、かつ累積圧下率：８７％以上の熱間圧延を行い、その直後に急冷することを特徴とする低Ｃ−Ｍｎ系超微細粒鋼の製造方法。
5. 請求項２に記載の超微細粒鋼を製造するに当たり、熱間圧延に際してまず９００〜１０００℃に加熱した後、８００〜６７５℃の温度範囲内でパス数：３以下、うち少なくとも１パスが圧下率８７％以上である熱間圧延を行い、その直後に急冷することを特徴とする低Ｃ−Ｍｎ系超微細粒鋼の製造方法。