JP5014257B2 - 高強度高靭性マルテンサイト鋼 - Google Patents

Description

本発明は、高強度高靭性マルテンサイト鋼と、上記高強度高靭性マルテンサイト鋼を用いてなる高強度高靭性ばねに関するものである。

近年自動車の燃費改善に向けた使用鋼材の軽量化ニーズが高まっており、ばね用鋼やボルト用鋼などの高強度鋼に対しても、より一層の高強度化が要求されている。

上記高強度鋼としてはマルテンサイト鋼が用いられているが、高強度化の弊害として鋼材の靭性の劣化があり、高強度化の一方で、遅れ破壊感受性や腐食疲労特性の向上が重要な課題として取り上げられ、種々の技術が提案されている。

例えば、特許文献１（特公昭６０−３０７３６号公報）では、冷間成形コイルばねの靭性の向上を目的として、高周波加熱焼入れによって微細マルテンサイトを生成させる方法が開示されている。但し、これは通常の高周波加熱処理でオーステナイト粒を微細化し間接的にマルテンサイトを微細化する技術であることから、靭性向上の程度も十分に満足できるものではなく、更なる高靭性化技術の開発が望まれている。

また特許文献２（特開平６−１１６６３７号公報）には、成分組成としてはＮｉを多量に（８〜１１％）含有させると共に、昇温中にせん断型逆変態オーステナイト相を生成させ、転位密度の高い未変態オーステナイトから焼入れることでマルテンサイト鋼の靭性を向上させる方法が開示されている。しかし、Ｎｉは積極的に利用するには高価な元素であるという問題点がある。

更に、特許文献３（特開平１１−２２９０７５号公報）では、成分組成を限定し、昇温速度及び冷却速度を制限することで高強度鋼の耐遅れ破壊性を高める方法が開示されている。但し、この技術は利用範囲が厚板に限定されていると共に、到達強度が引張強さで最大１５５１ＭＰａであり、靭性を示す破断応力も９４５ＭＰａと低く、自動車に使用される高強度鋼としては強度及び靭性が不足している。
特公昭６０−３０７３６号公報 特開平６−１１６６３７号公報 特開平１１−２２９０７５号公報

本発明は上記事情に着目してなされたものであって、自動車用のばねやボルトとして用いても十分な強度を有すると共に、靭性にも優れたマルテンサイト鋼を提供しようとするものである。

上記課題を解決した本発明の高強度高靭性マルテンサイト鋼とは、Ｃ：０．１〜０．６％（質量％の意味。以下、成分について同じ）、Ｓｉ：０．１０〜１．７５％、Ｍｎ：０．２５〜０．７０％、およびＮ：０．００２５〜０．００５０％を含有し、更に、Ｃｒ：１％以下、および／またはＭｏ：１％以下を含有し、残部：鉄および不可避不純物からなり、旧オーステナイト平均粒径Ｄが１０μｍ以上２０μｍ以下で、平均マルテンサイトラス長さが、上記粒径Ｄの３０％以下であることを要旨とするものである。また、平均マルテンサイトラス長さを４．０μｍ以下とすることでも高い靭性を発揮するマルテンサイト鋼とすることができる。

本発明の高強度高靭性マルテンサイト鋼は、更に、
（ａ）Ｎｉ：０．５２％以下、
（ｂ）Ｂ：０．００２％以下、
（ｃ）Ｔｉ：０．０７％以下、Ｎｂ：０．０５％以下、Ｖ：０．２％以下、およびＨｆ：０．０７％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素、
を含有してもよい。

本発明に係る高強度高靭性マルテンサイト鋼は、高強度高靭性ばねとして好適である。

本発明は以上の様に構成されているので、自動車用のばねやボルトとして用いても十分な強度を有すると共に、靭性にも優れたマルテンサイト鋼が提供できることとなった。

本発明者らは、マルテンサイト鋼の高靭性化を図るべく種々検討を重ねた結果、高靭性化を図る上で非常に優れたマルテンサイト金属組織が存在することを突き止めた。具体的には、旧オーステナイトの平均結晶粒径とマルテンサイトの下部組織であるラスの平均長さの比において、旧オーステナイト粒径の３０％以下にマルテンサイトラス長さを微細化することで靭性を向上させることが可能であることを見出し、本発明に想到した。

更に本発明者らは、以上のような相対的な組織制御による靭性向上だけではなく、絶対的な組織制御の条件として、マルテンサイトの下部組織であるラスの平均長さを４．０μｍ以下とすることにより非常に靭性に優れたマルテンサイト鋼を得ることができるとの知見を得た。マルテンサイトのラスの平均長さは、少なくとも４μｍを超えており通常５μｍ以上であるが、後述の実施例からも明らかな通り、４．０μｍ以下とすることが望ましく、３．０μｍ以下であればより優れた靭性が得られる。

尚、成分組成に関しては、マルテンサイトの強度を確保するという観点から、Ｃ含有量を０．１％以上とすることが望ましく、０．２％以上とすればより望ましい。上限は靭性の低い双晶マルテンサイトが主体となり始める０．６％とすることが望ましく、０．５％以下であればより望ましい。

Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｓ，Ａｌ，Ｎ，Ｂなどの元素は、用途に合わせて適量添加したり低減すればよく、例えば、ばね鋼であれば耐へたり性を高めるためには、Ｓｉを１％以上含有させることが望ましい。

Ｖ，Ｎｂ，Ｔｉ，Ｈｆは微量の添加で炭化物を生成し強度を高める元素であり、また水素トラップサイトとなって耐遅れ破壊特性を向上させる効果を持つので含有させることが望ましいが、多すぎると靭性が低下するので総量で０．２％以下とすれば望ましい。

Ｍｏ，Ｃｒは焼入性を制御したり、炭・窒化物による強度バランスを調整する上で有効な元素である。但し、多すぎると靭性に悪影響を及ぼすので、１％以下とすることが望ましい。

次に本発明に係る高強度高靭性マルテンサイト鋼を製造する方法を示す。
上記高強度高靭性マルテンサイト鋼を製造するにあたっては、５００℃以下の温度にて少なくとも真ひずみ０．２０以上の冷間加工を施す工程、加熱速度５０℃／ｓ以上で、Ａｃ₃点＋１５０℃以上１０２０℃以下に加熱し、１３秒以下（０秒を含む）の時間加熱する工程、５０℃／ｓ以上の冷却速度で急冷する焼入れ工程を有する製造方法を採用すればよい。
即ち、急速加熱焼入れ処理の前段の冷間加工度を制御することが非常に重要であり、真ひずみで０．２０以上の強加工を行っておくことで単純な微細マルテンサイト組織ではなく、その下部構造の制御が可能となる。従来は、線材であれば線径を整える製寸を目的として低加工度で伸線することが一般的であった（例えば、特公平３−６９８１号公報）。本発明では十分な前加工を施すことで、単純熱処理によるマルテンサイト下部構造の制御が可能になる。換言すれば、伸線加工度を高めることによりマルテンサイトの下部構造であるラスを微細化してランダムに配向させ靭性を向上させるものである。但し、加工温度が５００℃を超えると回復が進行し、下部構造の制御の効果が薄れるため、上限は５００℃とした。

加熱速度は５０℃／ｓ以上とすべきであり、１００℃／ｓ以上の速度で加熱すると望ましい。鋼の昇温中の相変態は冷却中の相変態と同様、拡散型の相変態とするのが普通であるが、拡散変態では原子配列がリフレッシュされるため冷間加工で生じさせたひずみ（転位）はキャンセルされてしまう。ところが加熱速度を高めて、逆変態の駆動力を高めると、冷却時のマルテンサイト変態と同様にオーステナイト相への逆変態も無拡散型の相変態となる。尚、マルエージ鋼やステンレス鋼などの高合金鋼では、昇温時の無拡散型逆変態が、通常の加熱速度で起こることが知られている。これはＮｉやＣｒなど、比較的拡散の遅い置換型元素が多量に添加されるためで、拡散変態を遅らせることが容易な鋼種での知見である。これに対して本発明では、拡散の早い侵入型元素である炭素が拡散変態を律速するような低中炭素鋼においても、Ｃの拡散変態を生じさせない急速加熱を行うことで、無拡散型変態が実現したものである。無拡散型変態を起こさせることで、冷間加工で与えた転位が高温相であるオーステナイト相にそのまま引き継がれ、あたかもオーステナイト相を加工した状態を得ることが可能となる。

無拡散変態を生じさせる駆動力を得る上で過昇温することが熱力学的に不可欠である。従って加熱温度は、Ａｃ₃点＋１５０℃以上とすることが必要であり、Ａｃ₃点＋２００℃以上であると望ましい。Ａｃ₃点＋１５０℃に満たない温度への加熱は拡散変態が生じてしまう。また加熱温度が高すぎると、無拡散変態を実現させて得られた加工状態のオーステナイト相の再結晶が発生し、転位が消滅してしまうため１０２０℃までに抑えることが望ましい。

加熱時間は無拡散変態させるには１秒もあれば十分であるが、鋼材中心までの加熱のために５秒以上確保することが望ましい。さらに冷間加工で与えたひずみと、急昇温逆変態で与えたひずみを効率よく冷却でのマルテンサイト変態に引き継ぐために１３秒以下に制御することが望ましく、１０秒未満であればより望ましい。

冷却工程では通常の焼入れと同様に、臨界冷却速度以上で急冷しマルテンサイト変態を起こさせればよい。冷却速度を大きくするほどラスの微細化には効果的であり、焼き割れの生じない範囲において５０℃／ｓ以上の冷却速度にすることが効果的である。

これまでは、オーステナイト粒を微細化することで間接的にパケットサイズを微細化することに留まっていたが、本発明方法によればオーステナイト粒を微細にすることに加えて、パケットサイズを更に微細化することが可能であり、靭性を高めることで、マルテンサイト鋼の高強度化を阻害する耐腐食疲労や耐遅れ破壊などの様々な問題点を克服することが可能であり、従来にない高強度かつ高靭性なマルテンサイト組織を得ることができる。

加熱装置は特に定めないが適用する製品に合わせて適宜選択すれば良く、直火式のガス加熱炉，誘導加熱装置，通電式の加熱装置，イメージ炉などが例示できる。また、焼入れ後の焼戻し工程も適宜選択すれば良く、電気炉焼戻しでもかまわないし、溶融金属浴による焼戻しや高周波加熱焼戻しでもよい。

以下、本発明を実施例によって更に詳細に説明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のものではなく、前・後記の主旨に徴して設計変更することはいずれも本発明の技術的範囲内に含まれるものである。

表１に示す鋼材を用いて、加工度５〜５０％の範囲で伸線加工し、急速加熱焼入れした後、鉛焼戻しを行い、強度を１６００〜２２００ＭＰａに調整した。

なお、靭性の評価は、以下に示す陰極ＣＨ寿命により行い、寿命１０００秒を超えるものが実用に適する靭性を有するものであることから、寿命１０００秒を靭性の合否判定基準とした。即ち、線材から放電加工により長さ６５ｍｍ，幅１５ｍｍ，厚さ１．５ｍｍの板状の試験片を切り出し、図１に示す治具１にて４点で支え、曲げ応力１４００ＭＰａを与えた。上記試験片２を装着した治具１を、０．５ｍｏｌ／ｌの硫酸と０．０１ｍｏｌ／ｌのＫＳＣＮの混合液に浸し、陽極に白金電極を用い、陰極電位−７００ｍＶを付加することで、試験片２に電気化学的に水素を供給した。電位付与後、曲げ応力を与えた試験片が破断するまでの時間を測定し、靭性を評価した。これは特性の優れるものは寿命が長いが、靭性に乏しい材料は、それ以下の時間で早期破断する特徴を利用した試験方法である。

また旧オーステナイト平均粒径Ｄは、常法の組織現出方法によって得られる旧オーステナイト粒の平均粒切片により求めた。

さらに平均マルテンサイトラス長さの測定は、透過型電子顕微鏡にて観察される１０μｍ×１４μｍの視野中に観察される任意のマルテンサイトラス長さを１０個測定し、５視野での平均値を求めた。なお、本発明例であるＮｏ．３の電子顕微鏡写真を図２に、比較例であるＮｏ．８の電子顕微鏡写真を図３に示す。

結果は、表２に示す。

ラスの平均長さが４．０μｍ以下であるＮｏ．１〜７の本発明例では、十分な強度と優れた靭性を有することが分かる。これに対してラスの平均長さが４．０μｍを超えるＮｏ．８〜１４の比較例では、靭性に乏しい。

更に、表２の試験結果の中で、旧オーステナイト平均粒径に対する平均マルテンサイトラス長さの比（以下、相対比Ａという）と陰極ＣＨ寿命をプロットしたグラフを図４に示す。相対比Ａを３０％以下とすることにより優れた靭性が得られることが分かる。

また、図５には、表２の試験結果の中で、引張強度と陰極ＣＨ寿命（靭性）のデータをプロットしたグラフである。一般的には、強度が大きくなると靭性は低下するが、本発明例では、強度が大きくなっても靭性は高く維持されていることが分かる。

陰極ＣＨ寿命の測定方法を示す説明図である。 本発明に係る高強度高靭性マルテンサイト鋼の金属組織を撮影した電子顕微鏡写真である。 比較例のマルテンサイト鋼の金属組織を撮影した電子顕微鏡写真である。 マルテンサイト鋼の前記相対比Ａと陰極ＣＨ寿命の関係を示すグラフである。 マルテンサイト鋼の引張強度と陰極ＣＨ寿命の関係を示すグラフである。

１ 治具
２ 試験片

Claims (6)

1. Ｃ ：０．１〜０．６％（質量％の意味。以下、成分について同じ）、
   Ｓｉ：０．１０〜１．７５％、
   Ｍｎ：０．２５〜０．７０％、および
   Ｎ ：０．００２５〜０．００５０％を含有し、
   更に、
   Ｃｒ：１％以下、および／または
   Ｍｏ：１％以下を含有し、
   残部：鉄および不可避不純物からなり、
   旧オーステナイト平均粒径Ｄが１０μｍ以上２０μｍ以下で、
   平均マルテンサイトラス長さが、上記粒径Ｄの３０％以下であることを特徴とするばね用またはボルト用の高強度高靭性マルテンサイト鋼。
2. 平均マルテンサイトラス長さが４．０μｍ以下である請求項１に記載の高強度高靭性マルテンサイト鋼。
3. 更に、Ｎｉ：０．５２％以下を含有する請求項１または２に記載の高強度高靭性マルテンサイト鋼。
4. 更に、Ｂ：０．００２％以下を含有する請求項１〜３のいずれかに記載の高強度高靭性マルテンサイト鋼。
5. 更に、
   Ｔｉ：０．０７％以下、
   Ｎｂ：０．０５％以下、
   Ｖ ：０．２％以下、および
   Ｈｆ：０．０７％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有する請求項１〜４のいずれかに記載の高強度高靭性マルテンサイト鋼。
6. 請求項１〜５のいずれかに記載の高強度高靭性マルテンサイト鋼を用いて得られる高強度高靭性ばね。