JP5385554B2 - 熱処理用鋼 - Google Patents

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Description

本発明は、焼入れや焼戻しなどの熱処理を施した後に自動車などの輸送機や産業機械などに用いられる構造材を製造するための熱処理用鋼に関し、特に、前記した熱処理を施した後に高強度、且つ高靭性を有する熱処理用鋼に関する。
従来、自動車などの輸送機や産業機械などに用いられる構造材は、鉄鋼メーカーから納入された熱処理用鋼をプレス成形等することによって所定の形状に成形した後、焼入れや焼戻しなどの熱処理を行って強度、靭性を確保している。特に高強度で高靭性が求められる場合には、旧オーステナイト（γ）粒径が５μｍ以下となるように制御することが提案されている。
例えば、特許文献１には、Ｃ：０．２５〜０．３５質量％、Ｓｉ：０．５質量％以下、Ｍｎ：０．２〜１．０質量％、Ｐ：０．０１質量％以下、Ｓ：０．０１質量％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１質量％、Ｎ：０．００２〜０．０１質量％、Ｎｉ：７〜１２質量％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなるか、又は、Ｃ：０．２５〜０．３５質量％、Ｓｉ：０．５質量％以下、Ｍｎ：０．２〜１．０質量％、Ｐ：０．０１質量％以下、Ｓ：０．０１質量％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１質量％、Ｎ：０．００２〜０．０１質量％、Ｎｉ：７〜１２質量％を含有し、さらにＣｒ：０．１〜１．０質量％、Ｍｏ：０．０１〜１質量％、Ｔｉ：０．０１〜０．０５質量％、Ｎｂ：０．０１〜０．０５質量％、Ｂ：０．０００３〜０．００５質量％のうち一種あるいは二種以上を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、旧オーステナイト粒径５μｍ以下の微細粒を有する、引張強さ１４００ＭＰａ以上の遅れ破壊特性に優れた高強度鋼部材が記載されている。
そして、そのような高強度鋼部材を製造するために、鋼を８５０℃から１０００℃に加熱して熱間加工を行い、７００℃以下Ｍｓ点以上の温度域で、減面率２０〜５０質量％の仕上げ加工をして直ちに冷却する工程と、その後の熱処理でＡｃ３点以上９００℃以下に急速加熱して直ちに冷却する工程を有する旨が記載されている。
また例えば、特許文献２には、特定の成分組成と特定条件で焼入れ及び焼戻しされ、オーステナイト粒度がＡＳＴＭ Ｎｏ．で８．５以上の耐遅れ破壊性の優れた高強度鋼が記載されている。
そして、そのような高強度鋼を製造するために、Ａｃ３点以上に加熱後焼入れされ、その後５８０℃以上で且つＡｃ１点以下の温度でＰＬＮ≧１６．８×１０３を満たす条件で焼戻す旨が記載されている。
そして例えば、特許文献３には、特定の成分組成と主に焼入れ焼戻しを行って得られる焼戻しマルテンサイト組織を有し、このマルテンサイト結晶内の炭化物形状が平均アスペクト比で３．０以上であるばね用鋼線が記載されている。
そして、そのようなばね用鋼線を製造するために、焼入れ時及び焼戻し時の加熱を５０〜２０００℃／ｓの昇温速度で行い、保持時間を０．５〜３０ｓで行う旨が記載されている。
特開平１１−８０９０３号公報 特開昭６１−２２３１６８号公報 特開２００２−１９４４９６号公報
しかしながら、特許文献１に記載の技術には、熱処理用鋼の合金元素の添加量を多くする必要があるため高コストになるほか、製造プロセスが複雑になるという問題がある。
特許文献２に記載の技術には、伸線、冷間圧延、冷間鍛造などの加工や、焼入れ及び焼戻しを特定条件で行わなければならず、製造プロセスが複雑になるという問題がある。
特許文献３に記載の技術には、昇温速度を速くし、保持時間を短くする必要があり、製造プロセスが複雑になるという問題がある。
そして、特許文献１〜３に記載の技術はいずれも、熱間圧延を終えた後に特定条件の焼入れや焼戻しを行う必要がある。つまり、客先に納入された後、客先の工場でそのような特定条件の焼入れや焼戻しを行う必要があるため、高強度且つ高靭性を有する熱処理用鋼を製造するのが困難であるという問題がある。
本発明は前記問題に鑑みてなされたものであり、簡単な製造プロセスでありながら合金元素の添加量を多くしないでも、後工程で通常行われる条件で焼入れや焼戻しなどの熱処理が行われても旧オーステナイト粒径が５μｍ以下となり、高強度、且つ高靭性を得られる熱処理用鋼を提供することを目的とする。
本発明者らは、焼入れ前組織を微細化することでオーステナイト（γ）の逆変態核生成を多くし、且つ微細で安定な析出物を予め析出させておくことでγに変態後の結晶粒の成長を抑制することが可能であることを見出し、本発明を完成させるに至った。
（１）前記課題を解決した本発明に係る熱処理用鋼は、Ｃ：０．１０〜０．７０質量％、Ｍｎ：０．１〜３．０質量％、Ａｌ：０．００５〜２．０質量％、Ｐ：０．０５０質量％以下、Ｓ：０．５０質量％以下、Ｏ：０．００３０質量％以下、Ｎ：０．０２００質量％以下で含み、さらに、Ｎｂ：０．３０質量％以下、及びＴｉ：０．３０質量％以下よりなる群から選択される少なくとも１種を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、下記（式１）によって算出される値ＴＨが１．０以上であり、さらに、結晶粒径が１０μｍ以下であることを特徴としている。
ＴＨ＝（｛Ｔｉ｝／４８＋｛Ｎｂ｝／９３）×１０４ ・・・（式１）
（但し、前記（式１）において、｛Ｎｂ｝及び｛Ｔｉ｝は、５〜１００ｎｍの析出物中に含まれるＴｉ及びＮｂの含有量（質量％）を示し、それぞれの抽出残渣で測定した量を示す。）
このように、特定の化学組成と特定の大きさ以下の結晶粒径を有し、且つ特定の関係式を満たすようにすること、つまり微細で安定な析出物を予め析出させておくことにより、焼入れ前の組織を微細化することができる。これにより、オーステナイト（γ）の逆変態核生成を多くし、且つ微細で安定な析出物を予め析出させておくことができ、γに変態後のγ粒の成長を抑制することが可能となる。つまり、γ粒を微細なまま保持させておくことが可能となるので破壊の起点となり難くすることができる。
その結果、後工程で通常行われる条件で熱処理が行われても高強度、且つ高靭性を得ることが可能となる。なお、本発明において高強度とは、引張強度が１．２ＧＰａ以上であることをいい、高靭性とは、延性脆性遷移温度（ｖＴｒｓ）が−８０℃以下であるものをいう。
（２）本発明においては、Ｎｉ：３．０質量％以下、及びＣｕ：３．０質量％以下よりなる群から選択される少なくとも１種を含むのが好ましい。このようにすれば、これらの元素によって強度及び靭性をより向上させることが可能となる。また、耐食性を向上させることができる。
（３）本発明においては、Ｃａ：０．００５０質量％以下、Ｍｇ：０．００５０質量％以下、及びＲＥＭ：０．０２０質量％以下よりなる群から選択される少なくとも１種を含むのが好ましい。このようにすれば、これらの元素がＳと結びついて硫化物を形成し、ＭｎＳの伸長を防ぐことができるので靭性をより向上させることができる。
（４）本発明においては、Ｖ：１．０質量％以下、Ｚｒ：０．１０質量％以下、Ｔａ：０．１０質量％以下、及びＨｆ：０．１０質量％以下よりなる群から選択される少なくとも１種を含むのが好ましい。このようにすれば、これらの元素がＣ又はＮと結びついて炭化物、窒化物及び／又は炭窒化物を形成してγ粒径を小さくすることができ、最終的な組織を微細化することが可能であるため靭性をより向上させることができる。
（５）本発明においては、Ｓｉ：３．０質量％以下を含むのが好ましい。このようにすれば、焼戻しの際に析出するセメンタイトを微細化して靭性をより向上させることができる。
（６）本発明においては、Ｍｏ：２．０質量％以下、及びＢ：０．０１５０質量％以下よりなる群から選択される少なくとも１種を含むのが好ましい。このようにすれば、焼入れ性を向上させて、強度を向上させることができる。
（７）本発明においては、硬さがＨｖ４５０以下であるのが好ましい。このようにすれば、硬すぎないので、焼入れや焼戻しなどの熱処理を行う前に伸線、冷間圧延、冷間鍛造などを行う場合であっても、金型寿命の短命化を防ぐことが可能となる。
本発明に係る熱処理用鋼によれば、特定の合金組成、結晶粒径及び関係式を満たすことにより、γに変態後の結晶粒の成長を抑制することが可能となるため、後工程で通常行われる条件で熱処理が行われても１．２ＧＰａ以上の高強度、且つ延性脆性遷移温度（ｖＴｒｓ）が−８０℃以下の高靭性を得ることができる。
以下、本発明に係る熱処理用鋼及びその製造方法について詳細に説明する。
本発明に係る熱処理用鋼は、Ｃ：０．１０〜０．７０質量％、Ｍｎ：０．１〜３．０質量％、Ａｌ：０．００５〜２．０質量％、Ｐ：０．０５０質量％以下、Ｓ：０．５０質量％以下、Ｏ：０．００３０質量％以下、Ｎ：０．０２００質量％以下で含み、さらに、Ｎｂ：０．３０質量％以下、及びＴｉ：０．３０質量％以下よりなる群から選択される少なくとも１種を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、下記（式１）によって算出される値ＴＨが１．０以上であり、さらに、結晶粒径が１０μｍ以下であることとしている。
ＴＨ＝（｛Ｔｉ｝／４８＋｛Ｎｂ｝／９３）×１０４ ・・・（式１）
但し、前記（式１）において、｛Ｎｂ｝及び｛Ｔｉ｝は、５〜１００ｎｍの析出物中に含まれるＴｉ及びＮｂの含有量（質量％）を示し、それぞれの抽出残渣で測定した量を示す。
（Ｃ：０．１０〜０．７０質量％）
Ｃは焼入れ後の強度を確保するために必須な元素である。焼入れ後の強度１．２ＧＰａを確保するにはＣの含有量を０．１０質量％以上とする必要がある。一方、Ｃの含有量が０．７０質量％を超えるとマルテンサイトの靭性が劣化するため上限を０．７０質量％とする。なお、Ｃの含有量は下限を０．１５質量％とするのが好ましく、０．２５質量％とするのがより好ましい。また、Ｃの含有量は上限を０．６０質量％とするのが好ましく、０．４５質量％とするのがより好ましい。
（Ｍｎ：０．１〜３．０質量％）
Ｍｎは焼入れ性を確保し、マルテンサイトの強度を向上させるために必要な元素である。Ｍｎの含有量が０．１質量％未満であると、前記した効果を得ることができない。一方、Ｍｎの含有量が３．０質量％を超えると靭性、熱間加工性の劣化を招く。なお、Ｍｎの含有量は２．５質量％以下とするのが好ましく、２．０質量％以下とするのがより好ましい。Ｍｎの含有量は０．２質量％以上とするのが好ましく、０．５質量％以上とするのがより好ましい。
（Ａｌ：０．００５〜２．０質量％）
Ａｌは、脱酸剤として使用される元素であるが、０．００５質量％未満では効果がなく、２．０質量％を超えると介在物が多く発生し、疲労特性、靭性を劣化させる。そのため、Ａｌの含有量は２．０質量％以下とする。なお、Ａｌの含有量は０．１０質量％以下とするのが好ましく、０．０５０質量％以下とするのがより好ましい。Ａｌの含有量は０．０１０質量％以上とするのが好ましく、０．０１５質量％以上とするのがより好ましい。
（Ｐ：０．０５０質量％以下）
Ｐは、靭性を劣化させる元素であるため極力低減することが望ましいが、鋼中の不純物として含有されることが多く、特別な精錬が必要であるため、これを低減させようとすると素材コストが上昇する。従って、靭性を著しく劣化させない範囲としてＰの含有量を０．０５質量％以下としている。なお、Ｐの含有量は０．０２０質量％以下とするのが好ましく、０．０１５質量％以下とするのがより好ましい。
（Ｓ：０．５０質量％以下）
Ｓは、靭性を劣化させる一方で、含有させることによりＭｎＳを形成し、切削性を改善するという効果を有する。従って、要求特性に応じて切削性が必要な場合はＳを含有させることが望ましい。しかし、Ｓの含有量が０．５０質量％を超えると靭性が著しく低下する。そのため、Ｓの含有量は０．５０質量％以下としている。なお、Ｓの含有量は０．２０質量％以下とするのが好ましく、０．１０質量％以下とするのがより好ましい。
（Ｏ：０．００３０質量％以下）
Ｏは、靭性を劣化させる元素であるため極力低減することが望ましいが、鋼中の不純物として含有されることが多く、特別な精錬が必要であるため、これを低減させようとすると素材コストが上昇する。従って、靭性を著しく劣化させない範囲としてＯの含有量を０．００３０質量％以下としている。なお、Ｏの含有量は０．００２０質量％以下とするのが好ましく、０．００１５質量％以下とするのがより好ましい。
（Ｎ：０．０２００質量％以下）
Ｎは、不純物として鋼中に混入し、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｈｆが含有されている場合はこれらと窒化物を形成して粗大介在物となり疲労特性を劣化させるため、なるべく含有しないのが好ましい。そのため、Ｎの含有量は０．０２００質量％以下としている。なお、Ｎの含有量は０．０１００質量％未満とするのが好ましく、０．００７０質量％以下とするのがより好ましく、０．００３５質量％以下とするのがさらに好ましい。
（Ｔｉ：０．３０質量％以下、Ｎｂ：０．３０質量％以下）
Ｔｉ及びＮｂは、本発明で最も重要な元素であり、これらのうちの少なくとも１種を含む必要がある。Ｔｉ及びＮｂは、Ｃ及び／又はＮと結びついてオーステナイト中でも安定な炭化物、窒化物、炭窒化物などの微細な析出物を形成し、オーステナイト粒の成長を抑制する。但し、これらの元素は含有量が多くなりすぎると、加熱時に未固溶となるものが多くなり、微細な析出物を形成するという効果が小さくなるばかりか、粗大炭化物が破壊の起点となり靭性を劣化させる。そのため、Ｔｉ及びＮｂの含有量はそれぞれ０．３０質量％以下とした。なお、Ｔｉ及びＮｂの含有量は０．１０質量％以下とするのが好ましく、０．０８質量％以下とするのがより好ましい。また、Ｔｉ及びＮｂの含有量は０．０２質量％以上とするのが好ましく、０．０４質量％以上とするのがより好ましい。
（残部がＦｅ及び不可避的不純物）
残部はＦｅ及び不可避的不純物である。不可避的不純物としては、例えば、Ｓｎ，Ｓｂなどを挙げることができる。
（ＴＨ＝（｛Ｔｉ｝／４８＋｛Ｎｂ｝／９３）×１０４：１．０以上）
下記（式１）で算出される値ＴＨは、５〜１００ｎｍの析出物中のＮｂとＴｉのモル量の和を意味しており、本発明で最も重要なパラメータである。
ＴＨ＝（｛Ｔｉ｝／４８＋｛Ｎｂ｝／９３）×１０４ ・・・（式１）
Ｎｂ、Ｔｉを含む析出物（炭窒化物）は、オーステナイト中で安定であり、γ粒の成長を抑制する。その程度は一般的に、体積分率／析出物粒径に比例すると言われている。体積分率はＮｂ、Ｔｉのモル量の和に比例する。従って、前記（式１）が成り立つ。
なお、前記（式１）において、｛Ｎｂ｝及び｛Ｔｉ｝は、５〜１００ｎｍの析出物中に含まれるＴｉ及びＮｂの含有量（質量％）を示している。かかる大きさの析出物に含まれるＴｉ及びＮｂの含有量、つまり、｛Ｎｂ｝及び｛Ｔｉ｝は、靭性及び耐遅れ破壊特性に与える影響が非常に大きい。Ｔｉ及びＮｂを含む析出物の大きさが５ｎｍ未満であると、非常に微細であるため一部はγ変態時に再固溶するとともに、結晶粒が異常に粗大化する異常粒成長などの原因にもなる。また、Ｔｉ及びＮｂを含む析出物の大きさが１００ｎｍを超えると粗大すぎるため、結晶粒の数が少なくなるとともに、破壊の起点となり靭性、耐遅れ破壊特性を劣化させる原因にもなる。
｛Ｎｂ｝及び｛Ｔｉ｝は、それぞれの抽出残渣で測定した量を示すものであり、合金中に添加されるＮｂ及びＴｉの量を示すものではない。抽出残渣中のＮｂ及びＴｉの含有量は、例えば、電解抽出された残渣の化学分析を行うことで測定することができる。
電解抽出の条件としては、例えば、１０％アセチルアセトン−１％テトラメチルアンモニウムクロリド−メタノール溶液を電解液として用いて、２００Ａ／ｍ２以下の電流下で抽出し、０．１μｍ及び２．０μｍのポリカーボネート製のフィルターを用いることにより測定することができる。つまり、０．１μｍのフィルターで得られた量から２．０μｍのフィルターで得られた量を引くことで、５〜１００ｎｍの析出物に含まれるＴｉ量及びＮｂ量（｛Ｔｉ｝、｛Ｎｂ｝）を求めることができる。
このようにして求められた｛Ｔｉ｝、｛Ｎｂ｝を前記（式１）に代入することによって値ＴＨが算出される。算出された値ＴＨが１．０未満であるとオーステナイトの微細化効果が少ないために、後工程で通常行われる条件で熱処理が行われた場合に強度及び靭性を向上させることができない。なお、値ＴＨは２．０以上が好ましく、３．０以上がより好ましい。
（結晶粒径：１０μｍ以下）
結晶粒径は、熱処理後の旧γ粒径に大きな影響を与える。結晶粒径が小さいほど熱処理後の旧γ粒径を小さくすることが可能となる。そのため、結晶粒径を１０μｍ以下としている。結晶粒径が１０μｍを超えると熱処理後の旧γ粒径を５μｍ以下とすることができない。なお、結晶粒径は３μｍ以下とするのが好ましく、２μｍ以下とするのがより好ましい。
本発明においては以下のようにして測定されるものを結晶粒径としている。
熱処理用鋼の鋼片を用意し、当該鋼片の板厚方向における１／２の位置で、熱間圧延方向に平行な断面についてＥＢＳＰ（後方散乱電子回折像）による結晶方位解析を行うことにより評価することができる。なお、傾角が１５度以上の境界を結晶粒界として結晶粒径を決定する。測定領域は、２００μｍ角、測定ステップ０．１μｍ間隔とする。測定方位の信頼性を示すコンフィデンス・インデックス（Confidence Index）が０．１以下の測定点は解析対象から除外する。また、結晶粒径が０．４μｍ以下の結晶粒径については測定ノイズと判断し、平均結晶粒径計算の対象から外す。このようにすることによって結晶粒径を測定することができる。
ここで、値ＴＨと結晶粒径の関係について説明する。図１は、結晶粒径が１０μｍ以下である熱処理用鋼（◇）と結晶粒径が１０μｍを超える熱処理用鋼（■）について、（式１）によって算出された値ＴＨと、熱処理後の旧γ粒径（μｍ）の関係を示すグラフである。なお、熱処理は、焼入れ条件が加熱温度：８５０℃、保持時間：６０秒、焼戻し条件が加熱温度：４５０℃、保持時間１８００秒という条件で行った。
図１に示すように、値ＴＨが１．０以上であっても、結晶粒径が１０μｍを超える熱処理用鋼（■）は、熱処理後の旧γ粒径が５μｍを超えてしまうことが分かる。また、結晶粒径が１０μｍ以下である熱処理用鋼（◇）であっても、値ＴＨが１．０未満である場合は、熱処理後の旧γ粒径が５μｍを超えてしまうことが分かる。いずれの場合も、熱処理後の旧γ粒径が５μｍを超えているので、高強度及び高靭性を得ることができないことが分かる。
図１に示すように、熱処理後に高強度及び高靭性を備えさせるため、つまり、熱処理後の旧γ粒径を５μｍ以下とするためには、値ＴＨを１．０以上、且つ熱間圧延後の結晶粒径を１０μｍ以下とすることが必要であることが分かる。
本発明に係る熱処理用鋼は、Ｎｉ：３．０質量％以下、及びＣｕ：３．０質量％以下よりなる群から選択される少なくとも１種を含むのがこのましい。
（Ｎｉ，Ｃｕ，Ｃｒ：３．０質量％以下）
Ｎｉ、Ｃｕ及びＣｒは、強度及び靭性を改善するとともに、耐食性を改善する効果のある元素であり、要求される特性に応じて添加することができる。しかし、ある一定以上を超えるとその効果は著しく小さくなるので、Ｎｉ、Ｃｕ及びＣｒのそれぞれの含有量は３．０質量％以下としている。なお、Ｎｉ、Ｃｕ及びＣｒのそれぞれの含有量は１．５質量％以下とするのが好ましく、１．２質量％以下とするのがより好ましい。また、Ｎｉ、Ｃｕ及びＣｒのそれぞれの含有量は０．２０質量％以上とするのが好ましく、０．５０質量％以上とするのがより好ましい。
また、本発明に係る熱処理用鋼は、Ｃａ：０．００５０質量％以下、Ｍｇ：０．００５０質量％以下、及びＲＥＭ：０．０２０質量％以下よりなる群から選択される少なくとも１種を含むのが好ましい。
（Ｃａ，Ｍｇ：０．００５０質量％以下、ＲＥＭ：０．０２０質量％以下）
Ｃａ、Ｍｇ及びＲＥＭ（希土類元素）は、それぞれ硫化物を形成し、ＭｎＳの伸長を防ぐことで、靭性を改善する効果を有し、要求特性に応じて添加することができる。Ｃａ、Ｍｇ及びＲＥＭはそれぞれ、上限を超えて添加すると却って靭性を劣化させてしまう。そのため、Ｃａの含有量は０．００３０質量％以下、Ｍｇの含有量は０．００３０質量％以下、ＲＥＭの含有量は０．０１０質量％以下としている。
なお、ＲＥＭとしては、例えば、Ｃｅ、Ｌａなどを挙げることができ、複数の希土類元素が含まれた合金、つまりミッシュメタルの状態で投入することもできる。
さらに、本発明に係る熱処理用鋼は、Ｖ：１．０質量％以下、Ｚｒ：０．１０質量％以下、Ｔａ：０．１０質量％以下、及びＨｆ：０．１０質量％以下よりなる群から選択される少なくとも１種を含むのが好ましい。
（Ｖ：０．６０質量％以下、Ｚｒ，Ｈｆ，Ｔａ：０．１０質量％以下）
Ｖは、Ｃ及び／又はＮと結びついて炭化物や炭窒化物を形成して析出物を強化する元素である。また、オーステナイト中でも析出し、γ粒径を小さくする効果もある。但し、Ｖの含有量が１．０質量％を超えると加熱時に未固溶となるＶが多くなり、前記した効果が小さくなるばかりか、粗大炭化物が破壊の起点となってしまい靭性を低下させる。そのため、Ｖの含有量を０．６０質量％以下としている。なお、Ｖの含有量は０．５０質量％以下とするのが好ましく、０．３質量％以下とするのがより好ましい。また、Ｖの含有量は０．０５質量％以上とするのが好ましく、０．１０質量％以上とするのがより好ましい。
他方、Ｚｒ、Ｈｆ及びＴａは、Ｎと結びついて窒化物を形成し、安定で加熱時におけるγ粒径の成長を抑制して最終的な金属組織を微細化し、靭性を改善する効果がある。但し、Ｚｒ、Ｈｆ及びＴａは０．１０質量％を超えて含有させると窒化物が粗大化し、疲労特性を劣化させるため好ましくない。これらのことから、Ｚｒ、Ｈｆ及びＴａの含有量は０．１０質量％以下としている。なお、Ｚｒ、Ｈｆ及びＴａの含有量は０．０５０質量％以下とするのが好ましく、０．０２５質量％以下とするのがより好ましい。
本発明に係る熱処理用鋼は、Ｓｉ：３．０質量％以下を含むのが好ましい。
（Ｓｉ：３．０質量％以下）
Ｓｉは脱酸剤であり、さらに焼戻しの際に析出するセメンタイトを微細化して靭性を向上させる。他にＡｌ、Ｍｎなどの脱酸剤を添加する場合は添加しなくてもよい。Ｓｉの含有量が３．０質量％を超えると靭性の劣化や熱間加工性の劣化を招くため上限を３．０質量％とする。なお、Ｓｉの含有量は２．５質量％以下とするのが好ましく、２．０質量％以下とするのがより好ましい。また、Ｓｉの含有量が０．１質量％以下では脱酸効果を発揮し難いため、Ｓｉの含有量は、０．１０質量％以上とするのが好ましく、０．５質量％以上とするのがより好ましい。
本発明に係る熱処理用鋼は、Ｍｏ：２．０質量％以下、及びＢ：０．０１５０質量％以下よりなる群から選択される少なくとも１種を含むのが好ましい。
（Ｍｏ：２．０質量％以下、Ｂ：０．０１５０質量％以下）
Ｍｏは、焼入れ性を確保し、マルテンサイトの強度を向上させる元素である。しかし、Ｍｏの含有量が多すぎると靭性、熱間加工性の劣化を招く。そのため、Ｍｏの含有量は２．０質量％以下とする。なお、Ｍｏの含有量は１．０質量％以下とするのが好ましく、０．５質量％以下とするのがより好ましい。Ｍｏの含有量は０．１質量％以上とするのが好ましく、０．２質量％以上とするのがより好ましい。
Ｂは、微量の添加で焼入れ性を大きく改善する効果があり、マルテンサイト組織を得るためには非常に効果の大きい元素である。Ｂの含有量が０．０１５０質量％を超えると熱間加工性を劣化させる。そのため、Ｂの含有量を０．０１５０質量％以下とした。なお、Ｂの含有量は０．００５０質量％以下とするのが好ましく、０．００３５質量％以下とするのがより好ましい。
本発明に係る熱処理用鋼は、硬さがＨｖ（ビッカース硬さ）４５０以下であるのが好ましい。
（硬さ：Ｈｖ４５０以下）
硬さとは、外力に対する抵抗力の大きさをいう。硬さが４５０を超えると、硬さが高すぎるため、焼入れや焼戻しなどの熱処理を行う前に伸線、冷間圧延、冷間鍛造などを行う場合、金型寿命の短命化を招くおそれがある。そのため、硬さはＨｖ４５０以下とする。なお、硬さは、Ｈｖ４００以下とするのが好ましく、Ｈｖ３５０以下とするのがより好ましい。
硬さは、ＪＩＳ Ｚ ２２４４に規定のビッカース硬さ試験方法に準拠して測定を行った。硬さを３点測定し、平均値を求めるのが好ましい。
つまり、本発明に係る熱処理用鋼は、焼入れ前の組織を微細化することによってγの逆変態核生成を多くし、且つ微細で安定な析出物を予め析出させておくことでγに変態後のγ粒の成長を抑制することができる。その結果、後工程で通常行われる条件で焼入れや焼戻しなどの熱処理が行われても高強度且つ高靭性を有するようにすることができる。
焼入れ前組織を微細化させるには、熱間圧延時のγ粒径を微細化するとともに、加工γから変態させることで行うことができる。また、焼入れ前組織の微細化は、凝固時あるいは均熱処理の加熱時に微細で安定な析出物、例えばＴｉ、Ｎｂなどの炭窒化物を微細に析出させておき、熱間圧延時の加熱温度を低くして熱間圧延時も加工発熱を抑えるようにすることにより行うことができる。このようにすると、熱間圧延時における加熱初期のγ粒を微細化させるとともに、熱間圧延時にγ粒の再結晶を抑えることができ、また、歪が蓄積された加工γも得ることができるので、前記したような効果、すなわち、後工程で通常行われる条件で焼入れや焼戻しなどの熱処理が行われても高強度且つ高靭性を有するようにすることができる。
以上に説明した本発明に係る熱処理用鋼は、例えば、図２に示すように、鋳造工程Ｓ１と、均熱分塊工程Ｓ２と、熱間圧延工程Ｓ３と、を含んでなる製造方法によって好適に製造することができる。なお、図２は、本発明に係る熱処理用鋼を製造する製造方法の一例を示すフローチャートである。
鋳造工程Ｓ１は、Ｃ：０．１０〜０．７０質量％、Ｍｎ：０．１〜３．０質量％、Ａｌ：０．００５〜２．０質量％、Ｐ：０．０５０質量％以下、Ｓ：０．５０質量％以下、Ｏ：０．００３０質量％以下、Ｎ：０．０２００質量％以下で含み、さらに、Ｎｂ：０．３０質量％以下、及びＴｉ：０．３０質量％以下よりなる群から選択される少なくとも１種を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋳塊（鋼塊）を鋳造する工程である。
鋳造工程Ｓ１においては、要求される特性に応じて、Ｎｉ：３．０質量％以下、Ｃｕ：３．０質量％以下、及びＣｒ：３．０質量％以下よりなる群から選択される少なくとも１種を含有させることができる。また、Ｃａ：０．００５０質量％以下、Ｍｇ：０．００５０質量％以下、及びＲＥＭ：０．０２０質量％以下よりなる群から選択される少なくとも１種を含有させることもできる。またさらに、Ｖ：１．０質量％以下、Ｚｒ：０．１０質量％以下、Ｔａ：０．１０質量％以下、及びＨｆ：０．１０質量％以下よりなる群から選択される少なくとも１種を含有させることもできる。さらには、Ｓｉ：３．０質量％以下を含有させることもでき、Ｍｏ：２．０質量％以下、及びＢ：０．０１５０質量％以下よりなる群から選択される少なくとも１種を含有させることもできる。
なお、これらの合金成分や合金組成等についての説明は既に詳述しているのでその説明を省略する。
次いで、均熱分塊工程Ｓ２は、鋳造した鋳塊を１２５０〜１３５０℃で１時間以上均熱処理し、所定の大きさに切り分けて分塊にする工程である。
鋳塊をこのような条件で均熱処理することによって、Ｎｂ及びＴｉの固溶が分塊時に促進されるため、その後の冷却で微細な炭化物、窒化物、炭窒化物を析出させることが可能となる。
均熱処理の温度が１２５０℃未満では、Ｎｂ、Ｔｉが十分に固溶しない。一方、均熱処理の温度が１３５０℃を超えるとスケールが多量に発生し、キズ発生の原因となる。
なお、均熱分塊工程Ｓ２は１３００℃以上で２時間以上行うのが好ましい。
熱間圧延工程Ｓ３は、均熱処理した分塊を８５０〜１０００℃で１時間以下の再加熱を行い、熱間圧延した後、さらに７００℃までを３℃／秒以上の冷却速度で冷却した後、７００℃から４５０℃までの保持時間を９０秒以上行うことにより、本発明に係る熱処理用鋼を製造する工程である。
このように、比較的低温で熱間圧延を行うことで均熱処理の加熱時に微細に析出させた析出物も成長することなく、微細なまま保持させることが可能となる。
分塊を８５０℃未満で再加熱すると熱間圧延時の変形抵抗が大きくなり、熱間圧延効率が悪くなる。一方、分塊を１０００℃を超えて再加熱すると、熱間圧延時に合金成分が固溶してしまい、再析出で微細になっていた炭化物、窒化物、炭窒化物が粗大化してしまう。
なお、分解の熱間圧延とその直後の保持は９００℃以下とするのが好ましく、かかる保持は３０分間以下とするのが好ましい。
そして、７００℃までを３℃／秒以上の冷却速度で強制的に冷却することでフェライトの粗大化を防止して微細な金属組織を得ることができる。７００℃までの冷却速度が３℃／秒未満であると、前記した効果を得ることができない。
なお、かかる冷却速度は６℃／秒以上とするのが好ましい。
また、７００℃から４５０℃までの保持時間を９０秒以上行うことにより、微細なフェライト、ベイナイト、或いはパーライト、セメンタイトの生成を促進し、硬質組織の生成を防ぐことができる。７００℃から４５０℃までの保持時間が９０秒未満であるとこれらの生成を促進することができない。なお、５００℃以下で変態させた場合は、マルテンサイトなどの硬質組織が生成するため、冷間加工などが必要な場合は好ましくない。
７００℃から４５０℃までの保持時間は１８０秒以上行うのが好ましい。
前記した熱処理用鋼製造方法によれば、特定の合金組成及び製造条件とすることにより、γに変態後の結晶粒の成長を抑制することができ、後工程で通常行われる条件で熱処理が行われても１．２ＧＰａ以上の高強度、且つ延性脆性遷移温度（ｖＴｒｓ）が−８０℃以下の高靭性を得ることが可能な熱処理用鋼を製造することができる。
次に、本発明の効果を確認した本発明の要件を満たした実施例について、本発明の要件を満たさない比較例と対比させて説明する。
まず、表１に示す合金組成からなる鋼を小型溶製炉で溶解し、鋳造し、表２に示す条件にて均熱、分塊、熱間圧延を行い、板厚１６ｍｍの実施例１〜２２及び比較例１〜６に係る鋼片を得た。これらの鋼片を使用し、表２に示す条件にて焼入れ、焼戻し（熱処理）を行った。
Figure 0005385554
Figure 0005385554
表１及び表２に示す条件で作製した実施例１〜２２及び比較例１〜６に係る鋼片について、熱間圧延後の値ＴＨ（５〜１００ｎｍの析出物中に含まれるＮｂ，Ｔｉ量）、結晶粒径（粒径（μｍ））及び硬さＨｖを評価した。その結果を表２に示す。また、通常行われる条件の焼入れ、焼戻し（熱処理）を行った後の各鋼片の鋼材特性、つまり、引張強度（ＧＰａ）、靭性（延性脆性遷移温度（ｖＴｒｓ（℃）））及び旧γ粒径（μｍ）を評価した。その結果を表２に示す。
なお、実施例１〜２２及び比較例１〜６に係る鋼片の熱間圧延後の値ＴＨ、結晶粒径、硬さＨｖ、熱処理を行った後の引張強度、靭性、旧γ粒径は以下のようにして評価した。
（１）値ＴＨ（５〜１００ｎｍの析出物中に含まれるＮｂ，Ｔｉ量）
熱間圧延後の鋼片の１／２の位置からサンプルを採取し、電解抽出された残渣の化学分析をおこなった。電解抽出条件は、１０％アセチルアセトン−１％テトラメチルアンモニウムクロリド−メタノール溶液を電解液として用いて、２００Ａ／ｍ２以下の電流下で抽出し、０．１μｍ及び２．０μｍのフィルターを用いた。フィルターはアドバンテック社製のポリカーボネート材質のものを用いた。０．１μｍフィルターで得られた量から２．０μｍフィルターで得られた量を引くことで、５〜１００ｎｍの析出物に含まれるＴｉ，Ｎｂ量（｛Ｔｉ｝、｛Ｎｂ｝）を求めた。
そして、下記（式１）により値ＴＨを算出した
ＴＨ＝（｛Ｔｉ｝／４８＋｛Ｎｂ｝／９３）×１０４ ・・・（式１）
値ＴＨが１．０以上のものを合格とした。
（２）熱間圧延後の結晶粒径
熱間圧延後の結晶粒径は、鋼片の板厚方向における１／２の位置で、熱間圧延方向に平行な断面についてＥＢＳＰ（後方散乱電子回折像）による結晶方位解析を行うことにより評価した。なお、傾角が１５度以上の境界を結晶粒界として結晶粒径を決定した。測定領域は２００μｍ角、測定ステップ０．１μｍ間隔とした。測定方位の信頼性を示すコンフィデンス・インデックス（Confidence Index）が０．１以下の測定点は解析対象から除外した。また、結晶粒径が０．４μｍ以下の結晶粒径については測定ノイズと判断し、平均結晶粒径計算の対象から外した。粒径が１０μｍ以下のものを合格とした。
（３）熱間圧延後の硬さ
（２）と同一の位置にてビッカース硬さ測定を行い、硬さを評価した。３点測定し、平均値を求めた。硬さ（ビッカース硬さ）がＨｖ４５０以下のものを、加工の容易性の観点からより好ましいとした。なお、硬さは、ＪＩＳ Ｚ ２２４４に規定のビッカース硬さ試験−試験方法に準拠して測定した。
（４）引張強度
引張強度は、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に規定の引張試験に準拠して行った。引張強度１．２ＧＰａ以上を合格とした。
（５）靭性
靭性は、２ｍｍのＶノッチを形成したＪＩＳ３号試験片を用いて、シャルピー試験を行い、延性脆性遷移温度（ｖＴｒｓ（℃））を求めることによって靭性を評価した。靭性は、ｖＴｒｓ（℃）が−８０℃以下のものを合格とした。なお、シャルピー試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に規定の金属材料のシャルピー衝撃試験方法に準拠して行った。
（６）旧γ粒径
熱処理後の鋼片の板厚方向に１／２の位置からサンプルを採取し、山本科学工具研究社製のＡＧＳ液を用いて３〜５分間腐食させた後、切断法にて評価した。旧γ粒径は５μｍ以下を合格とした。なお、旧γ粒径は、ＪＩＳ Ｇ ０５５１に規定の鋼−結晶粒度の顕微鏡試験方法に準拠して測定した。
表２に示すように、実施例１〜２２は、本発明の要件を満たすため、熱間圧延後の値ＴＨ、結晶粒径、硬さＨｖ、熱処理を行った後の引張強度、靭性、旧γ粒径は優れたものであった（総合評価：◎又は○）。なお、実施例５は熱間圧延後の硬さが高く、加工性にやや難があったものの、熱処理後の強度が高く、靭性も高かったため総合的に合格となった（総合評価：△）。
一方、比較例１〜６は、本発明の要件、特に分解均熱の条件、熱間圧延の条件及び冷却条件のいずれかを満たさないため熱間圧延後の値ＴＨが１．０未満となった。そのため、熱間圧延後の結晶粒径、熱処理を行った後の引張強度、靭性、旧γ粒径のいずれかにおいて良好でない結果となった（総合評価：×）。
具体的には、比較例１，２，４は、均熱分塊時の加熱温度が低く、熱間圧延後の値ＴＨが低かった。また、比較例３は、熱間圧延時の加熱温度高く、熱間圧延後の値ＴＨが低かった。比較例５は、熱間圧延時の加熱温度長く、熱間圧延後の値ＴＨが低かった。そして、比較例６は、熱間圧延後の冷却速度が遅く、熱間圧延後の粒径が大きかった。
以上、本発明の熱処理用鋼について、発明を実施するための最良の形態及び実施例により詳細に説明したが、本発明の趣旨はこれに限定されるものではなく、特許請求の範囲の記載に基づいて広く解釈されなければならないことはいうまでもない。
結晶粒径が１０μｍ以下である熱処理用鋼（◇）と結晶粒径が１０μｍを超える熱処理用鋼（■）について、（式１）によって算出された値ＴＨと旧γ粒径（μｍ）の関係を示すグラフである。 本発明に係る熱処理用鋼を製造する製造方法の一例を示すフローチャートである。
符号の説明
Ｓ１ 鋳造工程
Ｓ２ 均熱分塊工程
Ｓ３ 熱間圧延工程

Claims (7)

  1. Ｃ：０．１０〜０．７０質量％、
    Ｍｎ：０．１〜３．０質量％、
    Ａｌ：０．００５〜２．０質量％、
    Ｐ：０．０５０質量％以下、
    Ｓ：０．５０質量％以下、
    Ｏ：０．００３０質量％以下、
    Ｎ：０．０２００質量％以下で含み、
    さらに、Ｎｂ：０．３０質量％以下、及びＴｉ：０．３０質量％以下よりなる群から選択される少なくとも１種を含み、
    残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
    下記（式１）によって算出される値ＴＨが１．０以上であり、
    さらに、結晶粒径が１０μｍ以下である
    ことを特徴とした熱処理用鋼。
    ＴＨ＝（｛Ｔｉ｝／４８＋｛Ｎｂ｝／９３）×１０４ ・・・（式１）
    （但し、前記（式１）において、｛Ｎｂ｝及び｛Ｔｉ｝は、５〜１００ｎｍの析出物中に含まれるＴｉ及びＮｂの含有量（質量％）を示し、それぞれの抽出残渣で測定した量を示す。）
  2. Ｎｉ：３．０質量％以下、Ｃｕ：３．０質量％以下、及びＣｒ：３．０質量％以下よりなる群から選択される少なくとも１種を含むことを特徴とする請求項１に記載の熱処理用鋼。
  3. Ｃａ：０．００５０質量％以下、Ｍｇ：０．００５０質量％以下、及びＲＥＭ：０．０２０質量％以下よりなる群から選択される少なくとも１種を含むことを特徴とする請求項１又は請求項２に記載の熱処理用鋼。
  4. Ｖ：１．０質量％以下、Ｚｒ：０．１０質量％以下、Ｔａ：０．１０質量％以下、及びＨｆ：０．１０質量％以下よりなる群から選択される少なくとも１種を含むことを特徴とする請求項１から請求項３のいずれか１項に記載の熱処理用鋼。
  5. Ｓｉ：３．０質量％以下を含むことを特徴とする請求項１から請求項４のいずれか１項に記載の熱処理用鋼。
  6. Ｍｏ：２．０質量％以下、及びＢ：０．０１５０質量％以下よりなる群から選択される少なくとも１種を含むことを特徴とする請求項１から請求項５のいずれか１項に記載の熱処理用鋼。
  7. 硬さがＨｖ４５０以下であることを特徴とする請求項１から請求項６のいずれか１項に記載の熱処理用鋼。
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