JP6347153B2

JP6347153B2 - 鋼材およびその製造方法

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Publication number: JP6347153B2
Application number: JP2014106913A
Authority: JP
Inventors: 河野　佳織; 佳織河野
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2014-05-23
Filing date: 2014-05-23
Publication date: 2018-06-27
Anticipated expiration: 2034-05-23
Also published as: JP2015221927A

Description

本発明は、鋼材およびその製造方法に関する。

鉄鋼材料では、自動車等輸送機器の軽量化・安全性、建築物や道路・鉄道等の高架物の安全性等から高強度、高寿命化が図られている。一般に、鉄鋼材料が高強度化すると延性や靭性が低下することから、そのトレードオフバランスを改善するための材料設計、組織制御が行われている。

鉄鋼材料の性質は、ミクロ組織の状態により大きく変化するため、化学組成およびプロセス条件を適切に選択し、最適な組織設計を行うことが重要である。鉄鋼材料のミクロ組織を引張強度レベルで分類すると、フェライト組織で０．３〜０．８ＧＰａ、パーライト組織で０．８〜１．２ＧＰａ、ベイナイト組織で０．５〜１．６ＧＰａ、マルテンサイト組織で０．６〜４．４ＧＰａである。さらに、延性の向上させるため、これらの組織を複合化させた複相組織鋼が種々提案されている。良好な延性を示す鋼として、たとえば、フェライトとマルテンサイトの二相組織を持つＤＰ鋼、フェライト、ベイナイトおよび残留オーステナイトからなるＴＲＩＰ鋼が知られている。しかしながら、ＤＰ鋼およびＴＲＩＰ鋼には、引張強度が１．２ＧＰａを超えるものは少ない。

近年、Ｑ＆Ｐ（Ｑｕｅｎｃｈ＆Ｐａｒｔｉｔｉｏｎｉｎｇ）プロセス（非特許文献１参照）、Ｑ−Ｐ−Ｔ（Ｑ＆Ｐ＋ｔｅｍｐｅｒｉｎｇ）プロセス等、強度と延性を両立させる組織制御が提案されている。また、化学組成の最適化も行い、２ＧＰａ級の鋼も提案されている（非特許文献２）。しかしながら、これらの鋼の伸びは１０％以下にとどまっている。、さらに、これらの文献の方法では、オーステナイト化熱処理後の冷却において、マルテンサイト変態の開始温度（Ｍｓ点）と終了温度（Ｍｆ点）の間に焼き入れ、そのまま再昇温して所定の温度で保持するなど、熱処理プロセスが複雑である。

一方、析出強化鋼として、たとえば、特許文献１には、Ｖを多量に含む曲げ加工性に優れた１．８ＧＰａ級鋼が提案されている。また、特許文献２には、ＴＳが１．８ＧＰａ以上の部材を比較的容易に製造可能にする、焼入れ部材用鋼板が提案されている。

特開２０１２−１７２２３７号公報特開２００７−３０２９３７号公報

Ｊ．Ｇ．Ｓｐｅｅｒ，Ｄ．Ｖ．Ｅｄｍｏｎｄｓ，Ｆ．Ｃ．Ｒｉｇｇｏ，Ｄ．Ｋ．Ｍａｔｌｏｃｋ，ＣｕｒｒＯｐｉｎＳｏｌｉｄＳｔａｔｅＭａｔｅｒＳｃｉ８，ｐ．２１９，２００４Ｈ．Ｙ．Ｌｉ，Ｘ．Ｗ．Ｌｕ，Ｗ．Ｊ．Ｌｉ，Ｘ．Ｊ．Ｊｉｎ，ＭｅｔａｌｌＭａｔｅｒＴｒａｎｓ４１Ａ，ｐ．１２８４，２０１０

特許文献１および２に記載の析出強化鋼は、高い強度を有するものの、均一延性と局部延性の両立をすることが難しいという問題がある。

本発明は、従来技術の問題を解決するためになされたものであって、引張強度が１９６０ＭＰａ以上（以下、「２ＧＰａ級」という。）の高強度でありながら、均一延性および局部延性を両立した鋼材を提供することを目的としている。

引張強度が２ＧＰａ級の高強度を実現するためには、マルテンサイト組織を主相とする必要がある。そして、マルテンサイト組織を主相として均一延性を向上させるためには、最適な第２相を含有させた複相組織とする必要がある。そこで、本発明者らは、第２相の種類、形状を変化させ、引張特性との関係を種々検討した結果、下記の知見を得た。

（Ａ）マルテンサイトを主相とする組織中に、粒状のオーステナイトを高密度に分散させると、良好な均一延性と靭性が得られる。また、炭化物の生成を防止し、オーステナイトの含有量を最適な範囲に制御することによって、均一延性と局部延性の両立が可能となる。

さらに、本発明鋼材の適用範囲を薄板、厚板、鋼管、等に拡大させるためには、比較的単純で汎用性の高い熱処理条件を選択する必要がある。そこで、適切な鋼の化学組成と製造方法を検討した結果、加工熱処理（オースフォーミング）によりオースフォームドマルテンサイトを主相とする組織とした後、所定の温度で焼戻すことによって粒状のオーステナイトを第２相とする組織を得ることができる。

本発明は、上記の新たな知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。

（１）質量％で、
Ｃ：０．３５〜０．６５％、
Ｓｉ：０．１〜０．５％、
Ｍｎ：０．１〜０．５％、
Ｃｒ：１０〜１４％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０１２％、
Ａｌ：０．０２５〜０．０５５％、
Ｎ：０．００１〜０．００５％、
Ｎｂ：０〜０．０５％、
残部：Ｆｅおよび不純物
である化学組成を有し、
金属組織が、オースフォームドマルテンサイトおよびオーステナイトで構成される複相組織であり、旧オーステナイト粒の短径が３μｍ以下であり、オーステナイトの含有量が面積比で１０％以上１７％未満である、引張強さが１９６０ＭＰａを超え、全伸びが１０％以上である、鋼材。

（２）前記の化学組成が、質量％で、
Ｎｂ：０．０１〜０．０５％
を含有する、上記（１）の鋼材。

（３）次のＡ）〜Ｃ）の工程を順に行う、上記（１）または（２）の鋼材の製造方法。
Ａ）上記（１）または（２）の化学組成を有する素材を、１１００〜１３００℃の温度域で１回以上加熱した後に熱間加工を行うに際し、仕上加工を７５０〜８５０℃の温度、かつ２０％以上の断面減少率で行う加工熱処理工程、
Ｂ）室温まで冷却する冷却工程、および
Ｃ）３５０℃以上４５０℃未満の温度域で下記（１）式から求められるＬＭＰが１２４００〜１３５００となる範囲で熱処理を行う焼戻し工程。
ＬＭＰ＝（Ｔ＋２７３）×（ｌｏｇ（ｔ／６０）＋２０）（１）
ただし、（１）式中、Ｔは焼戻し温度（℃）、ｔは焼戻し時間（ｍｉｎ．）をそれぞれ意味する。

本発明によれば、引張強度が２ＧＰａ級の高強度でありながら、優れた均一延性および局部延性を両立することができるので、自動車等の輸送機器のほか、建築部材、または、道路、鉄道等を支える構造材料としての特性と安全性を一層向上させることが可能になるので、産業上極めて有益である。

ＬＭＰに対して、ＥＬ（全伸び）の値をプロットした図

以下、本発明について詳しく説明する。なお、以下の説明において、含有量についての「％」は「質量％」を意味する。

１．化学組成
Ｃ：０．３５〜０．６５％
Ｃは、鉄鋼材料の強度を向上させる基本的な元素である。Ｃ量の増加により、低温変態相であるマルテンサイト相は著しく高強度化する。また、未変態オーステナイト相を安定化させるため、均一延性の向上に寄与する。よって、Ｃ含有量は０．３５％以上とする。しかし、Ｃ含有量が０．６５％を超えると、炭化物の生成が促進するとともに、オーステナイトの含有量が過剰となり局部延性を低下させる。したがって、Ｃの含有量は０．３５〜０．６５％とする。Ｃ含有量の下限は０．４０％とするのが好ましい。また、Ｃ含有量の上限は０．５５％とするのが好ましい。

Ｓｉ：０．１〜０．５％
Ｓｉは、脱酸効果により鋼中の介在物を抑制し、熱間加工性などの製造性を向上させる。また、炭化物の生成を抑制し、未変態オーステナイトを安定化させる。よって、Ｓｉの含有量は０．１％以上とする。しかし、Ｓｉの含有量が０．５％を超えると焼戻し後の旧オーステナイト粒界が弱くなり、局部延性を低下させる場合がある。したがって、Ｓｉの含有量は０．１〜０．５％とする。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．２％であり、好ましい上限は０．４％である。

Ｍｎ：０．１〜０．５％
Ｍｎは、焼き入れ性を向上させ、冷却時のフェライト変態を抑制する。よって、Ｍｎ含有量は０．１％以上とする。一方、Ｍｎ含有量が０．５％を超えると、オーステナイトの残留量が減少する場合がある。したがって、Ｍｎの含有量は０．１〜０．５％とする。Ｍｎ含有量の下限は、０．１５％とすることが好ましく、上限は、０．３５％とすることが好ましい。

Ｃｒ：１０〜１４％
Ｃｒは、本発明に係る鋼材において重要な元素である。Ｃｒは、Ｍｓ点を低下させる効果がある。すなわち、Ｃ量とのバランスにより、Ｍｆ点（マルテンサイト変態終了温度）を室温以下に低下させることにより、マルテンサイト中に未変態オーステナイトを混在させることができる。よって、Ｃｒ含有量は１０％以上とする。しかし、Ｃｒ含有量が１４％を超えるとオーステナイトが安定になり、強度が大きく減少する。したがって、Ｃｒ含有量は１０〜１４％とする。Ｃｒ含有量の下限は１２．５％とすることが好ましく、Ｃｒ含有量の上限は１３．５％とすることが好ましい。

Ｔｉ：０．００５〜０．０１２％
Ｔｉは、ＴｉＣ、ＴｉＮなどの炭・窒化物を生成し、ピンニング効果により結晶粒の粗大化を抑制して、延性を向上させる効果がある。よって、Ｔｉ含有量は０．００５％以上とする。しかし、Ｔｉ含有量が０．０１２％を超えると粗大な析出物が析出し、延性低下の原因となる。したがって、Ｔｉ含有量は、０．００５〜０．０１２％とする。Ｔｉ含有量の下限は０．００７％とすることが好ましく、Ｔｉ含有量の上限は０．０１％とすることが好ましい。

Ａｌ：０．０２５〜０．０５５％
Ａｌは、脱酸効果により鋼中の介在物を抑制し、熱間加工性などの製造性を改善する。よって、Ａｌ含有量が０．０２５％以上とする。一方、Ａｌ含有量が０．０５５％を超えると、酸化物または窒化物を粗大化させ、かえって熱間加工性を悪化させる。したがって、Ａｌ含有量は０．０２５〜０．０５５％とする。Ａｌ含有量の下限は０．０３％とすることが好ましく、Ａｌ含有量の上限は０．０３５％とすることが好ましい。

Ｎ：０．００１〜０．００５％、
Ｎは、窒化物を生成することにより、粒成長を抑制し、延性および熱間加工性を向上させるがある。よって、Ｎ含有量は０．００１％以上とする。しかし、Ｎ含有量が０．００５％を超えると窒化物が粗大化し、かえって延性を劣化させる。したがって、Ｎ含有量は０．００１〜０．００５％とする。Ｎ含有量の下限は０．００２４％とすることが好ましく、Ｎ含有量の上限は０．００３１％とすることが好ましい。

Ｎｂ：０〜０．０５％
Ｎｂは、再結晶または拡散変態の進行を遅らせる効果がある。また、Ｔｉと同様、ピンニング効果により結晶粒の粗大化を抑制して、延性を向上させる効果がある。したがって、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｎｂ含有量が０．０５％を超えると粗大な析出物が析出し、延性低下の原因となる。したがって、Ｎｂを含有させる場合には、その含有量を０．０５％以下とするのがよい。上記の効果は、その含有量が０．１％以上の場合に顕著となる

本発明の鋼材は、上記の元素をそれぞれ規定される範囲で含み、残部はＦｅおよび不純物からなるものである。不純物とは、鋼材を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料その他の要因により混入する成分を意味する。不純物中、ＰおよびＳは、それぞれ下記の範囲とすることが好ましい。

Ｐ：０．０２％以下
Ｐは、粒界を脆弱にし、熱間加工性の悪化を招く。Ｐ含有量は、少なければ少ないほど望ましいが、現実的な製造工程と製造コストの範囲内で脱Ｐすることを前提にすれば、Ｐの上限は０．０２％とする。望ましくは０．０１５％以下である。

Ｓ：０．００５％以下
不可避不純物としてのＳは、粒界を脆弱にし、熱間加工性や延性の劣化を招く。Ｓ含有量は、少なければ少ないほど望ましいが、現実的な製造工程と製造コストの範囲内で脱Ｓすることを前提にすれば、Ｓの上限は０．００５％である。

２．ミクロ組織
引張強度２ＧＰａ級を実現するためには、主相をオースフォームドマルテンサイト相とする必要がある。オースフォームドマルテンサイトは、オーステナイトを未再結晶域で加工する、加工熱処理により、高密度の転位を含んだ加工オーステナイトから直接マルテンサイト変態させた組織である。すなわち、マルテンサイト変態による転位強化と転位強化との相乗効果により高強度が実現する、無加工オーステナイトから得られるマルテンサイトの強度に比べ、オースフォームドマルテンサイトの強度は０．２ＧＰａ以上高くなる。さらに、オースフォームドマルテンサイトを主相とする場合、未変態オーステナイトは、粒状に、且つ、高密度に分布する。そのため、その後の焼戻し熱処理過程において、マルテンサイトから未変態オーステナイトへの炭素分配が炭化物生成より先行し、延性向上に寄与する。

オースフォームドマルテンサイトの形態は、以下のように規定する。オースフォームドマルテンサイトは、パンケーキ状のオーステナイトから変態した組織であり、ＳＥＭ観察またはＥＢＳＤ解析により旧オーステナイト粒径を判別することができる。旧オーステナイト粒界のうち、短径の間隔が３μｍを超えた組織では、強度の低下または延性の低下を招く。したがって、旧オーステナイトの短径の間隔は３μｍ以下と規定する。短径の間隔は狭ければ狭い方が好ましいが、その下限は１．５μｍとするのが現実的である。

なお、「主相」とは、任意の２次元断面において観測されるミクロ組織中、面積比で８０％以上を占める相を意味する。オースフォームドマルテンサイトの含有量は、面積比で、８５％以上とするのが好ましく、９０％以上とするのがより好ましい。

第二相は、オーステナイトである。その実態は加工熱処理時に変態しなかったオーステナイト、すなわち、未変態オーステナイトである。この未変態オーステナイトには炭素が濃縮している。第二相としてのオーステナイトの含有量が面積比で１０％未満の場合には伸びが低下するという問題がある。一方で、その含有量が面積比で１７％以上の場合には局部延性が低下するという問題がある。よって、第二相としてのオーステナイトの含有量は、面積比で１０％以上１７％未満にする必要がある。

オーステナイトの面積比とは、任意の２次元断面において観測されるミクロ組織中、オーステナイトが占める割合である。オーステナイトの面積比は、ＥＢＳＤ解析により容易に求めることができる。

なお、オーステナイトは粒状であり、そのアスペクト比（短径／長径）が０．５以上であることが望ましい。アスペクト比が０．５未満の場合、均一延性および局部延性が低下するからである。また、オーステナイトの粒径は１．０μｍ以下であることが望ましい。オーステナイトの粒径が１．０μｍを超える場合、局部延性が低下するからである。

強度と伸びとのバランスは、ＴＳ×ＥＬが２００００以上であることが好ましい。

３．製造方法
オースフォームドマルテンサイトに未変態オーステナイトが分散した組織に制御し、所望の特性を発揮させるためには、前記の化学組成を有する鋼材を加熱し、熱間加工（具体的には、熱間鍛造または熱間圧延）する加工熱処理を施した後、焼入れし、焼戻しする必要がある。

前記の加熱は、１１００〜１３００℃の温度域で１回以上行う。熱間加工前にＴｉを完全固溶させるためには１１００℃以上とする必要がある。一方、初期粒が粗大化すると、オースフォーミング後の旧オーステナイト粒の短径が３μｍを超えて、延性および靭性の低下を招くため、１３００℃以下とする必要がある。このときの加熱の回数は、問わない。複数回に分けて実施してもよい。

加熱された鋼材には、熱間加工を実施して、加工熱処理（オースフォーミング）を行う。加工熱処理は、鋼材のミクロ組織がオーステナイトの状態で所定の外力を加える処理である。この処理を施した鋼材は、その後の焼入れによって微細なオースフォームドマルテンサイトを主相とする組織となり、強度が高められ、後続の焼戻しによって靭性が改善される。

加工熱処理は、上記の加熱温度で熱間加工を開始し、引き続いて、７５０〜８５０℃の温度域で断面減少率２０％以上の仕上加工を行う。仕上加工温度は、７５０℃未満では変形抵抗が高くなり、加工量が不十分であったり、加工中に割れが生じたりするなどの欠陥が生じやすくなる。８５０℃を超えると、結晶粒が粗大化し旧オーステナイト粒の短径が３μｍを超えるため、均一延性や局部延性の低下を招く。よって、いずれの場合にも、所望のオースフォームドマルテンサイト組織が得られない。仕上加工は、７７０℃以上の温度で行うことが好ましく、また、８３０℃以下の温度で行うことが好ましい。

なお、仕上加工における断面減少率は、なるべく大きい方がよく、２０％以上とする。この理由は、断面減少率が２０％以上であれば、旧オーステナイト粒の短径が短くなるからである。

加工熱処理においては、特に仕上加工条件が重要であるため、仕上加工の温度および断面減少率を上記の範囲に制限すれば、所望のミクロ組織が得られるので、その総断面減少率、パス数などには特に制約がない。ただし、総断面減少率は、７０〜９５％とすることが好ましい。７０％未満では蓄積歪量が少なく、強度が低下し、９５％を超えると異方性が大きくなり、延性や靭性の低下を招くからである。

また、パス数は４〜１０回の範囲とすることが好ましい。これは、４回未満では、結晶粒が粗大になり、延性および靭性の劣化の招くおそれがあり、１０回を超えると、抜熱の影響が大きくなり温度管理が困難になることがあるからである。

上記の仕上加工の後は、室温まで冷却し、マルテンサイトと未変態オーステナイトの２相組織に制御する必要がある。本発明の化学組成を有する鋼材においては、室温がＭｓ点（マルテンサイト変態開始温度）〜Ｍｆ点（マルテンサイト変態終了温度）の間にあり、冷却を室温で停止させれば、Ｍｓ点〜Ｍｆ点の温度域で冷却を停止することになる。なお、本発明に係る鋼材は、１０〜１４％のＣｒを含有し、焼入れ性が良いため、室温までの冷却は、空冷または水冷のいずれでもいずれでもよい。このとき、鋼材の肉厚中心位置における冷却速度が１０℃／ｓｅｃ以上とするのがよい。

上記の冷却の後は、焼戻しにより、マルテンサイトから未変態オーステナイトに炭素を分配させ、オーステナイトをより安定化させる必要がある。この時、炭化物が析出すると、オーステナイト中に炭素が十分に濃化せず、延性が大きく低下する。安定な未変態オーステナイトを得るためには、焼戻し温度を３５０℃以上４５０℃未満の温度域に設定する必要がある。焼戻し温度が３５０℃未満では未変態オーステナイトに炭素が十分濃化しない。一方、４５０℃以上では炭化物が析出し、延性が大きく低下する。焼戻し温度の好ましい下限は３８０℃であり、好ましい上限は４２０℃である。

焼戻し時間は、下記（１）式から求められるＬＭＰが１２４００〜１３５００になるように、焼戻し温度（℃）Ｔに対応した焼戻し時間（ｍｉｎ．）ｔを設定する必要がある。
ＬＭＰ＝（Ｔ＋２７３）×（ｌｏｇ（ｔ／６０）＋２０）（１）
ただし、（１）式中、をそれぞれ意味する。
ＬＭＰが１２４００未満の場合、未変態オーステナイト中に炭素が十分に濃化しない。一方、ＬＭＰが１３５００を超えると炭化物（例えばセメンタイト等）が析出し、延性が大きく低下する。ＬＭＰの好ましい下限は１２６００であり、好ましい上限は１３３００である。

表１に示す化学組成を有する鋼を、１５０Ｋｇの溶鋼を真空溶製して鋳造した後、炉内温度１２５０℃で加熱し、９５０℃以上の温度で熱間鍛造を行い、厚さ１６ｍｍの試験サンプルを得た。

各サンプルに対して、加熱、熱間加工、冷却および焼戻しを行い、得られた鋼材について各種の評価を行った。各製造条件および評価を表２に示す。

表２において、試験番号４３および４５は、加工熱処理を行わなかった例である。これらの例では、試験サンプルを予め機械加工により２ｍｍ厚さとし、その後に、焼入れ、焼戻しを行った。

＜組織解析＞
ＥＢＳＤ解析により旧オーステナイト粒界を判別し、旧オーステナイト粒径の平均短径を求めた。さらに、ＥＢＳＤによりｂｃｃ（マルテンサイト相）とｆｃｃ（未変態オーステナイト相）の相比を求め、未変態オーステナイトの面積比を算出した。

＜引張特性＞
ＪＩＳＺ２２４１：２０１１に従い、ＪＩＳ５号引張試験片を採取して引張試験を行い、引張強さ（ＴＳ）、全伸びおよび下記式で定義される破断面減少率を求めた。引張強さ（ＴＳ）は１９６０ＭＰａを超えることを目標とし、全伸びは１０％以上であることを目標とする。また、破断面の減少率（絞りに相当）は、３０以上であることを目標とする。
（ＲＡ_０−ＲＡ）／ＲＡ_０
ただし、上記式中のＲＡ_０は初期の断面積、ＲＡは破断面の断面積をそれぞれ意味する。

上記の結果を表２に示す。また、図１には、ＬＭＰ〔＝（Ｔ＋２７３）×（ｌｏｇ（ｔ／６０）＋２０）〕に対して、ＥＬ（全伸び）の値をプロットした図を示す。

表２に示すように、本発明例は、いずれも引張強度、均一伸びおよび破断面の減少率が目標値を満たしていた。これに対して、比較例は、化学組成および金属組織の一方または両方が本発明で規定される範囲を外れており、引張強度、均一伸びおよび破断面の減少率のいずれか一種以上の性能が劣化していた。図１に示すように、本発明例では、ＥＬの値が比較例よりも格段に高いことが分かる。

Claims

質量％で、
Ｃ：０．３５〜０．６５％、
Ｓｉ：０．１〜０．５％、
Ｍｎ：０．１〜０．５％、
Ｃｒ：１０〜１４％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０１２％、
Ａｌ：０．０２５〜０．０５５％、
Ｎ：０．００１〜０．００５％、
Ｎｂ：０〜０．０５％、
残部：Ｆｅおよび不純物
である化学組成を有し、
金属組織が、オースフォームドマルテンサイトおよびオーステナイトで構成される複相組織であり、旧オーステナイト粒の短径が３μｍ以下であり、オーステナイトの含有量が面積比で１０％以上１７％未満である、引張強さが１９６０ＭＰａを超え、全伸びが１０％以上である、鋼材。
前記の化学組成が、質量％で、
Ｎｂ：０．０１〜０．０５％
を含有する、請求項１に記載の鋼材。
次のＡ）〜Ｃ）の工程を順に行う、請求項１または２に記載の鋼材の製造方法。
Ａ）請求項１または２に記載の化学組成を有する素材を、１１００〜１３００℃の温度域で１回以上加熱した後に熱間加工を行うに際し、仕上加工を７５０〜８５０℃の温度、かつ２０％以上の断面減少率で行う加工熱処理工程、
Ｂ）室温まで冷却する冷却工程、および
Ｃ）３５０℃以上４５０℃未満の温度域で下記（１）式から求められるＬＭＰが１２４００〜１３５００となる範囲で熱処理を行う焼戻し工程。
ＬＭＰ＝（Ｔ＋２７３）×（ｌｏｇ（ｔ／６０）＋２０）（１）
ただし、（１）式中、Ｔは焼戻し温度（℃）、ｔは焼戻し時間（ｍｉｎ．）をそれぞれ意味する。