JP6893560B2 - 降伏比が低く均一伸びに優れた焼戻しマルテンサイト鋼及びその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、降伏比が低く均一伸びに優れた焼戻しマルテンサイト鋼及びその製造方法に関する。

最近、自動車の乗客の保護のための安全法規や地球環境保護のための燃費規制が強化するにつれて、自動車の剛性向上及び軽量化への関心が高まっている。例えば、自動車シャーシのスタビライザーバー（Ｓｔａｂｉｌｉｚｅｒ ｂａｒ）やチューブラーＣＴＢＡ（Ｔｕｂｕｌａｒ ｔｏｒｔｉｏｎｓ ｂｅａｍ ａｘｌｅ）などは、車体の重量を支持し、走行中に継続的に疲労荷重を受ける部品であって、剛性及び耐久寿命をともに確保するために高強度部品の適用が拡大しつつある。

自動車部品用鋼板の疲労寿命は、引張強度の上昇及び伸びと密接な関係にある。引張強度１５００ＭＰａ級以上の高強度の自動車部品を製造する方法として、高温で適正成形及び金型冷却を行う直接熱間プレス成形方法、或いは冷間成形を先に行ってから熱処理を行う後熱処理方法が挙げられ、いずれの方法も焼入れ状態の靭性を高めるために追加の焼戻し熱処理を行う工法を含む。

直接熱間プレス成形工法または後熱処理工法によって実現されることができる強度は様々であるが、ＤＩＮ規格の２２ＭｎＢ５または相応するホウ素添加の鋼板を用いることにより、引張強度１５００ＭＰａ級の自動車用部品を製造することができる。

上記自動車用部品は、熱延や冷延コイルを用いることで、上述した熱処理を行って製造される。すなわち、部品製造前のコイルの引張強度は５００〜８００ＭＰａの範囲にあり、コイルを自動車部品に接合するためのブランクを製造した後、Ａｃ３以上のオーステナイト域まで加熱して溶体化し、相次いで抽出し、冷却装置が備えられたプレスで成形するとともに、金型冷却（ｄｉｅ ｑｕｅｎｃｈｉｎｇ）を行うか、それとも、鋼板を冷間状態で部品の形状に近く成形した後、同様にＡｃ３以上のオーステナイト域まで加熱して溶体化し、相次いで抽出し、金型冷却（ｄｉｅ ｑｕｅｎｃｈｉｎｇ）または焼入れ処理を行うことにより、最終的にマルテンサイト、或いはマルテンサイト及びベイナイトが混在された相が形成され、１５００ＭＰａ以上の超高強度が得られるようになる。しかし、このようなマルテンサイトベースの組織鋼は脆性を帯びるため、耐久寿命の向上や靭性を高めるために、別の焼戻し熱処理（ｔｅｍｐｅｒｉｎｇ）を行って用いる。

焼入れ後の焼戻し熱処理は、自動車部品の用途及び要求される強度レベルに応じて異なるが、一般に、焼入れ処理後に得られるマルテンサイト組織の靭性を付与するために、５００〜５５０℃の温度範囲で高温焼戻し熱処理することが一般的である。例えば、特許文献１が挙げられる。かかる高温焼戻し熱処理を経ると、焼入れ状態に対して組織がマルテンサイトから焼戻しマルテンサイト組織に変化し、焼入れ強度に対して降伏強度及び引張強度は減少する。降伏比（ＹＳ／ＴＳ）の観点から見ると、焼入れ段階では、０．６〜０．７の範囲であるが、焼戻し処理後には、降伏強度の低下に対して引張強度の低下が著しく、降伏比は０．９以上と高くなる。同時に、均一伸び及び総伸びは上昇するようになり、結果として、部品の耐久寿命が増加すると知られている。

一方、低温焼戻し熱処理は、１８０〜２２０℃の温度範囲で熱処理を行い、降伏強度が焼入状態に対して増加するが、引張強度は低下するため、０．７〜０．８５の範囲の降伏比が得られる。また、均一伸び及び総伸びは焼入れに対してやや増加するようになる。低温焼戻し熱処理に関する特許文献として特許文献２が挙げられる。

すなわち、高温焼戻し熱処理の場合、焼入れ状態に対して引張及び降伏強度が低下し、降伏比は０．９〜０．９８の範囲で増加し、低温焼戻し熱処理の場合、降伏強度は焼入状態に対して増加し、引張強度は低下して０．７〜０．８５の範囲の降伏比を有する。

一方、自動車の車両重量が増加するにつれて、これら熱処理型部品における強度をさらに向上させる要求が増加しつつある。強度を高める方法として、従来のホウ素添加の熱処理鋼で規制するバーの組成、すなわち、Ｍｎを０．５〜１．５％、Ｃｒを０．１〜０．３％の範囲で固定し、熱処理後の強度を考慮してＣ含有量を高める場合、焼入れ強度はＣ、Ｍｎなどの含有量に比例して増加するが、靭性及び延性を付与するために、従来のように、５００〜５５０℃熱処理を行うと、降伏強度及び引張強度が著しく減少し、Ｃ、Ｍｎなどの添加効果が半減し、強度上昇に比例して靭性が増えるという期待を満たさないという問題を有する。

特開２００６−０３７２０５号公報 韓国公開特許第２０１６−００７８８５０号公報

本発明の課題は、従来の熱処理型ホウ素添加の熱処理鋼に比べて引張強度と均一伸びのバランスが著しく優れている、降伏比が低く均一伸びに優れた焼戻しマルテンサイト鋼及びその製造方法を提供することである。

なお、本発明の課題は上述した内容に限定されない。本発明の課題は、本明細書の内容全般から理解できるものであり、本発明に属する技術分野における通常の知識を有する者であれば、本発明の更なる課題を理解するのに特に問題がない。

本発明の一側面は、重量％で、Ｃ：０．２〜０．６％、Ｓｉ：０．０１〜２．２％、Ｍｎ：０．５〜３．０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｔｉ：０．０１〜０．１％、Ｃｒ：０．０５〜０．５％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、Ｎ：０．０１％以下、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含み、降伏比が０．４〜０．６であり、引張強度と均一伸びの積（ＴＳ＊Ｕ−Ｅｌ）が１００００ＭＰａ％以上であり、微細組織は、面積分率で、焼戻しマルテンサイト９０％以上、フェライト５％以下、残りのベイナイトを含む降伏比が低く均一伸びに優れた焼戻しマルテンサイト鋼に関する。

また、本発明の他の一側面は、重量％で、Ｃ：０．２〜０．６％、Ｓｉ：０．０１〜２．２％、Ｍｎ：０．５〜３．０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｔｉ：０．０１〜０．１％、Ｃｒ：０．０５〜０．５％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、Ｎ：０．０１％以下、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含む鋼を設ける段階と、上記鋼を８５０〜９６０℃の温度範囲で加熱し、１００〜１０００秒間維持する段階と、上記加熱された鋼を（マルテンサイト臨界冷却速度）〜３００℃／ｓｅｃの冷却速度でＭｆ−５０℃〜Ｍｆ＋１００℃の冷却終了温度まで冷却した後、３〜４０分間維持する段階と、を含む降伏比が低く均一伸びに優れた焼戻しマルテンサイト鋼の製造方法に関する。

なお、上記した課題の解決手段は、本発明の特徴を列挙したものではない。本発明の様々な特徴とそれに伴う利点及び効果は、以下の具体的な実施形態を参照して、より詳細に理解することができる。

本発明によると、直接熱間プレス成形または熱処理型自動車用部品の製造において、鋼の組成及び焼入後焼戻し熱処理条件を規制し、従来の熱処理型ホウ素添加の熱処理鋼に比べて引張強度と均一伸びのバランスが著しく優れ、降伏比が低いだけでなく、このような物性を確保することで、自動車シャーシや車体に用いられる熱処理型部品の軽量化及び耐久寿命の向上に寄与するという効果がある。

以下、本発明の好ましい実施形態について説明する。しかし、本発明の実施形態は、いくつかの他の形態に変形されることができ、本発明の範囲が以下説明する実施形態に限定されるものではない。また、本発明の実施形態は、当該技術分野において平均的な知識を有する者にとって本発明をさらに完全に説明するために提供されるものである。

本発明者らは、自動車用熱処理部品の靭性を向上させるために、組織学的因子、及び自動車用熱処理部品を製作した後、耐久試験で付加される疲労応力特性を注意深く検討した結果、繰り返し応力が塑性変形が起こる条件で応力が加わる条件下では、伸びが耐久寿命に影響を及ぼすが、降伏強度以下の繰り返し応力付加条件下では、引張強度が耐久寿命を支配すると把握し、熱処理鋼の降伏強度及び伸びは焼入れ後の条件に応じて大きく変化することが確認された。

その結果、常温まで冷却した後、高温または低温で焼戻し処理する従来の熱処理ではなく、一定の冷却終了温度まで冷却した後、一定時間維持することにより、０．４〜０．６の範囲の降伏比、低温焼戻しで得られる引張強度レベル、及び高温焼戻しで得られる均一伸びレベルを確保することができるため、引張強度と均一伸びのバランスを著しく向上させることができる点を確認し、本発明を完成するに至った。

降伏比が低く均一伸びに優れた焼戻しマルテンサイト鋼
以下、本発明の一側面による降伏比が低く均一伸びに優れた焼戻しマルテンサイト鋼について詳細に説明する。

本発明の一側面による降伏比が低く均一伸びに優れた焼戻しマルテンサイト鋼は、重量％で、Ｃ：０．２〜０．６％、Ｓｉ：０．０１〜２．２％、Ｍｎ：０．５〜３．０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｔｉ：０．０１〜０．１％、Ｃｒ：０．０５〜０．５％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、Ｎ：０．０１％以下、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含み、降伏比が０．４〜０．６であり、引張強度と均一伸びの積（ＴＳ＊Ｕ−Ｅｌ）が１００００ＭＰａ％以上であり、微細組織は、面積分率で、焼戻しマルテンサイト９０％以上、フェライト５％以下、残りのベイナイトを含む。

まず、本発明の合金組成について詳細に説明する。以下、各元素の含有量の単位は、特別な記載がない限り重量％を意味する。

Ｃ：０．２〜０．６％
Ｃは、熱間プレス成形用鋼板の硬化能を高め、金型冷却または焼入れ熱処理後の強度を決定するのに最も重要な元素である。
Ｃ含有量が０．２％未満の場合には十分な強度を確保することが難しい。これに対し、Ｃ含有量が０．６％を超えると、熱延コイルの製造段階においてコイルの強度が過度に上昇し、幅及び長さ方向の材質ばらつきが増加して冷間成形の確保が難しくなり、焼入熱処理後には強度が過度に高く、水素遅延破壊に敏感になるという問題がある。さらに、鋼板の製造過程または熱処理された部品の製造段階で溶接を行う場合には、溶接部の周囲に応力が集中し、破壊を引き起こす可能性が高くなる。したがって、Ｃ含有量は、０．２〜０．６％であることが好ましい。
また、Ｃ含有量のより好ましい下限は０．２２％であることができ、より好ましい上限は０．５８％であることができる。

Ｓｉ：０．０１〜２．２％
Ｓｉは、Ｍｎとともに溶接部の品質や表面品質を決定する重要な元素である。Ｓｉ含有量が増加するほど溶接部に酸化物が残存する可能性が高くなり、平坦化、及び拡管時の性能を満たさないおそれがある。また、Ｓｉ含有量が増加すると、鋼板の表面にＳｉが濃化し、表面にスケール性欠陥の発生を招く可能性が高くなる。したがって、Ｓｉ含有量は２．２％以下に制御することが好ましい。これに対し、Ｓｉは、不純物であって、その含有量が低いほど有利であるが、０．０１％未満に制御するためには、製造コストが増加するためその下限を０．０１％とする。したがって、Ｓｉ含有量は、０．０１〜２．２％であることが好ましい。
また、Ｓｉ含有量のより好ましい上限は２．１％であることができ、より好ましい上限は２．０％であることができる。

Ｍｎ：０．５〜３．０％
Ｍｎは、Ｃとともに、熱間プレス成形用鋼板の硬化能を向上させ、金型冷却または焼入れ熱処理後の強度を決定するにあたり、Ｃの次に重要な元素である。同時に、Ｍｎは、溶体化処理後の焼入れ直前の空冷中に鋼板の表面温度の低下によるフェライトの生成を遅延するという効果がある。
Ｍｎ含有量が０．５％未満の場合には上述した効果が不十分である。これに対し、Ｍｎ含有量が３．０％を超えると、強度の上昇や変態遅延には有利であるが、熱処理された鋼板の曲げ性を低下させるおそれがある。したがって、Ｍｎ含有量は、０．５〜３．０％であることが好ましい。
また、Ｍｎ含有量のより好ましい下限は０．５５％であることができ、より好ましい上限は２．５％であることができる。

Ｐ：０．０１５％以下
Ｐは、不純物として不可避的に含有される成分であり、熱間プレス成形または焼入れ強度にほとんど影響を及ぼさない元素である。しかし、オーステナイト溶体化加熱段階において、粒界に偏析すると、衝撃エネルギーや疲労特性を低下させるため、０．０１５％以下に制御することが好ましく、より好ましくは０．０１０％以下に制御する。
Ｐ含有量の下限は特に限定する必要はないが、０％で制御するためには、過度なコストがかかるため０％は除外されることができる。

Ｓ：０．００５％以下
Ｓは、不純物元素であって、Ｍｎと結合して延伸された硫化物として存在すると、金型冷却または焼入れ熱処理後の鋼板の靭性を劣化させる元素である。したがって、０．００５％以下に制御することが好ましく、より好ましくは０．００３％以下に制御する。
Ｓ含有量の下限は特に限定する必要がないが、０％で制御するためには、過度なコストがかかるため０％は除外されることができる。

Ａｌ：０．０１〜０．１％
Ａｌは、脱酸剤として用いられる代表的な元素である。Ａｌ含有量が０．０１％未満の場合には、脱酸効果が不十分であり、０．１％を超えると、連続鋳造工程中にＮと結合して析出し、表面欠陥を誘発するだけでなく、ＥＲＷ（電気抵抗溶接）鋼管の製造時に溶接部に過大な酸化物を残存させるおそれがある。

Ｔｉ：０．０１〜０．１％
Ｔｉは、熱間プレス成形工程の加熱過程で、ＴｉＮ、ＴｉＣまたはＴｉＭｏＣ析出物によるオーステナイト結晶粒の成長を抑制するという効果がある。また、オーステナイト組織の焼入れ性向上に寄与する有効Ｂ量を増加させる効果を誘発し、金型冷却または焼入れ熱処理後の強度を安定的に向上させる有効な元素である。
Ｔｉ含有量が０．０１％未満の場合には上述した効果が不十分である。これに対し、Ｔｉ含有量が０．１％を超えると、含有量に対する強度の上昇効果が減少し、製造コストが上昇する。

Ｃｒ：０．０５〜０．５％
Ｃｒは、Ｍｎ、Ｃとともに、熱間プレス成形用鋼板の硬化能を向上させ、金型冷却または焼入れ熱処理後の強度増加に寄与する重要な元素である。マルテンサイト組織制御の過程でマルテンサイト組織を簡単に得られるように臨界冷却速度に影響を与え、熱間プレス成形工程でＡ３の温度を低下させる役割を果たす元素である。そのためには０．０５％以上添加することが好ましい。
これに対し、Ｃｒ含有量が０．５％を超えると、熱間プレス成形品の組立工程で必要とされる焼入れ性を過度に増加させ、溶接性を劣化させるおそれがある。したがって、Ｃｒ含有量は、０．５％以下であることが好ましく、より好ましくは０．４５％以下、さらに好ましくは０．４％以下である。

Ｂ：０．０００５〜０．００５％
Ｂは、熱間プレス成形用鋼板の硬化能の増加に非常に有用な元素であって、極微量添加しても、金型冷却または焼入れ熱処理後の強度増加に大きく寄与する元素である。
Ｂ含有量が０．０００５％未満の場合には上述した効果が不十分である。これに対し、０．００５％を超えると、添加量に対する焼入れ性の増加効果は鈍化し、連続鋳造スラブのコーナー部における欠陥の発生を助長する。

Ｍｏ：０．０５〜０．５％
Ｍｏは、Ｃｒとともに、熱間プレス成形用鋼板の焼入れ性を向上させ、焼入れ強度の安定化に寄与する元素である。また、熱間圧延及び冷間圧延時の焼鈍工程、そして、熱間プレス成形工程の加熱段階でオーステナイト温度域を低い温度側に拡大させ、鋼中のＰ偏析を緩和するのに効果的な元素である。
Ｍｏ含有量が０．０５％未満の場合には上述した効果が不十分である。これに対し、Ｍｏ含有量が０．５％を超えると、強度上昇には有利であるが、添加量に対する強度の上昇効果が減少して非経済的である。

Ｎ：０．０１％以下
Ｎは、不純物であって、連続鋳造工程中にＡｌＮなどの析出を促進し、連鋳鋳片のコーナー部での亀裂を助長する。したがって、Ｎ含有量を０．０１％以下に制御することが好ましい。
Ｎ含有量の下限は、特に限定する必要がないが、０％で制御するためには、過度なコストがかかるため、０％は除外されることができる。

本発明の他の成分は鉄（Ｆｅ）である。但し、通常の製造過程では、原料や周囲の環境から意図しない不純物が必然的に混入される可能性があるため、これを排除することはできない。これらの不純物は、通常の製造過程における技術者であれば誰でも分かるものであるため、そのすべての内容を具体的に言及することはしない。

上述した成分の他に、重量％で、Ｃｕ：０．０５〜０．５％、Ｎｉ：０．０５〜０．５％、及びＶ：０．０５〜０．３％からなる群から選択される１種以上をさらに含むことができる。

Ｃｕ：０．０５〜０．５％
Ｃｕは、鋼の耐食性の向上に寄与する元素である。また、Ｃｕは、熱間プレス成形後の靭性の増加のために焼戻しを行う場合、過飽和した銅がイプシロンカーバイドとして析出し、時効硬化の効果を発揮する元素である。
Ｃｕ含有量が０．０５％未満の場合には上述した効果が不十分である。これに対し、Ｃｕ含有量が０．５％を超えると、鋼板の製造工程で表面欠陥を誘発し、耐食性の観点において添加に対して非経済的である。

Ｎｉ：０．０５〜０．５％
Ｎｉは、熱間プレス成形用鋼板の強度及び靭性の向上に有効であるだけでなく、焼入れ性を増加させる効果があり、Ｃｕの単独添加時にもたらされるホットショットの感受性を低減するのに有効である。また、熱間圧延及び冷間圧延時の焼鈍工程、そして、熱間プレス成形工程の加熱段階でオーステナイト温度域を低い温度側に拡大させるという効果がある。
Ｎｉ含有量が０．０５％未満では、上述した効果が不十分であり、０．５％を超えると、焼入れ性の向上や強度上昇に有利であるが、添加に対して焼入れ性の向上効果は減少して非経済的である。

Ｖ：０．０５〜０．３％
Ｖは、鋼の結晶粒微細化及び水素遅延破壊の防止に有効な元素である。すなわち、熱間圧延の加熱工程でオーステナイト結晶粒の成長を抑制するだけでなく、熱間圧延段階で未再結晶域の温度を上昇させることで、最終組織を微細化させるのに寄与する。このように微細化された組織は、後工程の熱間成形工程における結晶粒微細化を誘発し、Ｐのような不純物を分散させるのに効果的である。また、焼入れ熱処理組織内で析出物として存在すると、鋼中の水素がトラップされることで、水素遅延破壊を抑制することができる。
Ｖ含有量が０．０５％未満の場合には上述した効果が不十分である。これに対し、０．３％を超えると、連続鋳造時のスラブ亀裂に敏感になるという問題がある。

以下、本発明の微細組織について詳細に説明する。
本発明の微細組織は、面積分率で、焼戻しマルテンサイト９０％以上、フェライト５％以下、残りのベイナイトを含む。

焼戻しマルテンサイトが９０％未満であるか、またはフェライトが５％を超えると、目標とする強度を確保することが難しいという問題がある。

このとき、より好ましくは焼戻しマルテンサイト単相であることができる。

また、本発明による焼戻しマルテンサイト鋼は、引張強度と均一伸びの積（ＴＳ＊Ｕ−Ｅｌ）が１００００ＭＰａ％以上であり、降伏比が０．４〜０．６である。

従来の熱処理型ホウ素添加の熱処理鋼に比べて引張強度と均一伸びのバランスが著しく優れており、降伏比が低いだけでなく、このような物性を確保することで、自動車シャーシや車体に用いられる熱処理型部品の軽量化及び耐久寿命の向上に寄与することができる。

また、本発明による焼戻しマルテンサイト鋼は、引張強度が１５００ＭＰａ以上であることができる。

降伏比が低く均一伸びに優れた焼戻しマルテンサイト鋼の製造方法
以下、本発明の他の一側面である降伏比が低く均一伸びに優れた焼戻しマルテンサイト鋼の製造方法について詳細に説明する。

本発明の他の一側面である降伏比が低く均一伸びに優れた焼戻しマルテンサイト鋼の製造方法は、上述した本発明の合金組成を満たす鋼を設ける段階と、上記鋼を８５０〜９６０℃の温度範囲で加熱し、１００〜１０００秒間維持する段階と、上記加熱された鋼を（マルテンサイト臨界冷却速度）〜３００℃／ｓｅｃの冷却速度でＭｆ−５０℃〜Ｍｆ＋１００℃の冷却終了温度まで冷却した後、３〜３０分間維持する段階と、を含む。

鋼を設ける段階
上述した本発明の合金組成を満たす鋼を設ける。本発明は、熱処理に特徴がある。鋼を設ける段階は、特に限定しないが、具体的な例を挙げると以下のとおりである。

例えば、上述した本発明の合金組成を満たすスラブを１１５０〜１３００℃に加熱する段階と、上記加熱されたスラブをＡｒ_３〜９５０℃で仕上げ熱間圧延し、熱延鋼板を得る段階と、上記熱延鋼板を５００〜７５０℃で巻取る段階と、を含むことで、製造された鋼を設けることができる。

スラブを１１５０〜１３００℃の温度範囲で加熱することにより、スラブの組織を均質にし、ニオブ、チタン、バナジウムなどのような炭質化析出物が一部固溶されることもあるが、依然としてスラブの粒成長を抑制することで、結晶粒が過度に成長することを防止することができる。

仕上げ熱間圧延温度がＡｒ_３未満の場合には、オーステナイトの一部が既にフェライトに変態した二相域（フェライト及びオーステナイトが共存する領域）で熱間圧延が行われるため、変形抵抗が不均一になって圧延通販性が悪くなり、フェライト相に応力が集中して板破断の可能性が高くなる可能性がある。これに対し、仕上げ熱間圧延温度が９５０℃を超えると、砂型スケールなどの表面欠陥が発生するおそれがある。

巻取温度が５００℃未満の場合には、マルテンサイトのような低温組織の形成に熱延鋼板の強度が著しく上昇するという問題があり、特にコイルの幅方向に過冷し、材質偏差が増加すると、後続の冷延工程で圧延通販性が低下する場合が発生することがあり、熱延製品として溶接鋼管を製造する場合でも、鋼管溶接部の成形または溶接不良をもたらす可能性がある。これに対し、巻取り温度が７５０℃を超えると、鋼板の表面に内部酸化が助長され、上記内部酸化物が酸洗工程によって除去される場合には、結晶粒界に隙間が形成され、最終部品で鋼管の平坦化性能を劣化させるおそれがある。

このとき、上記巻取られた熱延鋼板を冷間圧延し、冷延鋼板を得る段階と、上記冷延鋼板を７５０〜８５０℃で連続焼鈍する段階と、上記連続焼鈍された冷延鋼板を４００〜６００℃で過時効処理する段階と、をさらに含むことができる。

冷間圧延は、特に制限されず、冷間圧下率は４０〜７０％であってもよい。

連続焼鈍温度が７５０℃未満の場合には、再結晶が十分でないことがあり、８５０℃を超えると、結晶粒が粗大化するだけでなく、焼鈍加熱原単位が上昇するという問題点がある。

過時効処理温度を４００〜６００℃で制御する理由は、冷延鋼板の微細組織がフェライト基地にパーライトまたはベイナイトが一部含まれる組織で構成されるようにすることにより、冷延鋼板の強度を熱延鋼板と同様のレベルの引張強度を有するようにするためである。

上記設けられた鋼をスリットし、ブランクの形でオーステナイト域まで加熱した後、抽出して熱間成形し、相次いで焼入れする方法、ＥＲＷ鋼管を製造した後、オーステナイト域まで加熱した後、焼入れする方法、または熱間成形後に焼入れ熱処理を行う方法などを用いて、最終的な焼戻しマルテンサイト鋼を製造することができる。

すなわち、後述する本願発明の加熱段階における加熱温度及び維持時間、冷却及び維持段階における冷却速度、冷却終了温度及び維持時間を満たせば、熱間成形後の冷却媒体を用いて冷却するか、冷間成形を先に行い、加熱して焼入れ冷却を行う方法や、加熱後に、金型に直接熱間成形及び冷却を同時に行う方法などの様々な方法を介して最終的な焼戻しマルテンサイト鋼を製造することができる。

加熱段階
上記鋼を８５０〜９６０℃の温度範囲で加熱し、１００〜１０００秒間維持して溶体化処理する。

加熱温度が８５０℃未満の場合には、加熱炉から鋼板を抽出し、熱間成形を行う間に温度が低下する可能性があり、その結果、鋼板表面からフェライト変態が行われ、全厚さに渡って十分な焼戻しマルテンサイトが生成されず、目標とする強度が得られないおそれがある。これに対し、加熱温度が９６０℃を超えると、オーステナイト結晶粒の粗大化を誘発し、オーステナイト粒界に不純物Ｐの濃化が促進され、表面脱炭が加速化し、最終的な熱処理後の強度や衝撃エネルギーを低下させるおそれがある。

冷却及び維持段階
上記加熱された鋼を（マルテンサイト臨界冷却速度）〜３００℃／ｓｅｃの冷却速度でＭｆ（マルテンサイト変態終了温度）−５０℃〜Ｍｆ＋１００℃の冷却終了温度まで冷却した後、２〜４０分間維持する。

マルテンサイト臨界冷却速度とは、１００％のマルテンサイトを得るための最小の冷却速度を意味し、本発明の成分範囲に応じて２０〜３０℃／ｓｅｃで測定される。

マルテンサイト臨界冷却速度の未満では焼戻しマルテンサイトを主相とする最終的な組織を得ることが難しく強度が低いことがある。冷却速度が３００℃／ｓｅｃを超えると、冷却速度の増加に伴う強度の増加が大きくなく、冷却速度の増加のための冷却設備が追加される必要があるという観点から非経済的である。

冷却終了温度は、本発明の合金組成とともに、非常に重要な因子である。冷却終了温度及び維持時間によって材質が決定され、本発明の材質特性が発現される。ここで、冷却終了温度とは、上記加熱された鋼を焼入れ浴に浸漬し、冷却する方法を用いる場合には、焼入れ浴の温度を意味することができる。

冷却終了温度がＭｆ−５０℃未満の場合には、降伏強度が上昇し、均一伸びが低下し、結果として、降伏比が０．６を超える可能性があり、引張強度と均一伸びの積（ＴＳ＊Ｕ−Ｅｌ）が１００００ＭＰａ％未満になるおそれがある。

これに対し、冷却終了温度がＭｆ＋１００℃を超えると、ベイナイトなどが生成され、引張強度が低くなり、引張強度と均一伸びの積（ＴＳ＊Ｕ−Ｅｌ）が１００００ＭＰａ％未満になるおそれがある。

また、冷却終了後の維持時間が２分未満の場合には、焼戻しマルテンサイトよりはマルテンサイトが形成され、降伏強度は上昇し、均一伸びが低下する可能性がある。これに対し、維持時間が４０分を超えると、強度が低下するおそれがある。

したがって、維持時間は、２〜４０分であることが好ましく、３〜３０分であることがより好ましい。

以下、実施例を通じて本発明をより詳細に説明する。しかし、かかる実施例の記載は、本発明の実施を例示するためのものであって、かかる実施例の記載によって本発明が制限されるものではない。本発明の権利範囲は、特許請求の範囲に記載された事項とそれから合理的に類推される事項によって決定されるためである。

（実施例１）
下記表１に示した成分組成を有する鋼を設けた。上記鋼は、下記表１に示す成分組成を有するスラブを１２００±２０℃の範囲で１８０分加熱し、均質化処理した後、粗圧延及び仕上げ圧延を行い、６５０℃で巻取ることで製造された厚さ３．０ｍｍの熱延鋼板である。上記熱延鋼板の降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）、及び伸び（Ｅｌ）を測定し、下記表２に記載した。

上記熱延鋼板を酸洗処理し、９３０℃に加熱し、６分間維持した後、３０℃／ｓｅｃの冷却速度で下記表２に記載された冷却終了温度まで冷却した。冷却終了温度が２０℃の場合には「−」と示し、別の維持時間はなかった。冷却終了温度が２０℃を超えると、１５分間維持した後、常温まで空冷した。

また、冷却後の焼戻し熱処理を行わなかった場合には、焼戻し温度を「−」と示し、冷却後に焼戻し熱処理を行った場合には、下記表２に記載された焼戻し温度に加熱し、３０分間維持した後、冷却した。

上記熱処理後の降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）、均一伸び（Ｕ−Ｅｌ）、伸び（Ｅｌ）、ＴＳ＊Ｕ−Ｅｌ、及び降伏比（ＹＲ）を測定し、下記表２に記載した。

機械的物性は、圧延鋼板に平行な方向にＪＩＳ ５号試験片を採取して測定した。

一方、Ｍｓ及びＭｆは下記関係式により求めた値であり、下記関係式において各元素記号は各元素の含有量を重量％で表した値である。
Ｍｓ（℃）＝５１２−４５３＊Ｃ−１６．９＊Ｎｉ＋１５＊Ｃｒ−９．５＊Ｍｏ＋２１７＊Ｃ＾２−７１．５＊Ｃ＊Ｍｎ−６７．６＊Ｃ＊Ｃｒ
Ｍｆ（℃）＝Ｍｓ−２１５

比較例である１−１は焼入れだけを行ったものであり、１−３、１−４、及び１−５は焼入れ後の焼戻しを行った場合である。１−２は、発明例であって、焼入れを行うにあたり、冷却終了温度を１５０℃とした場合である。このときの組織を観察した結果、１−１ではマルテンサイト組織が、焼入れ後の焼戻しを行った場合である１−３、１−４、及び１−５では焼戻し温度に応じて他の組織が観察された。すなわち、１−３ではマルテンサイトラス内に微細な板状カーバイドが観察されるのに対し、１−４及び１−５ではセメンタイトが観察された。

発明例である１−２では、マルテンサイトラス内に板状カーバイドが析出した焼戻しマルテンサイト組織が観察され、面積分率で、焼戻しマルテンサイト９６％、フェライト２％、ベイナイト２％が観察された。

マルテンサイトラス内に板状カーバイドが析出した焼戻しマルテンサイト組織であることは、比較例の１−３と同様であるものの、比較例１−３よりも板状カーバイドの量が多く、サイズも大きいことが観察された。かかる板状カーバイドの影響により、低い降伏比及び高いＴＳ＊Ｕ−Ｅｌの値を確保することができたものと判断される。

下記表２から確認できるように、発明例の１−２の場合には、ＴＳ＊Ｕ−Ｅｌが１００００ＭＰａ％以上であり、降伏比が０．６以下であった。

比較例である１−１、１−３、１−４、及び１−５を比較すると、焼入後の焼戻し温度が上昇すると、引張強度は連続的に低下し、降伏強度は焼入直後に比べて上昇するが、２２０℃の付近でピーク（ｐｅａｋ）を示した後、引張強度と同様に連続的に低下した。均一伸びは２２０℃付近でピークを示した後、急激に減少したが、焼戻し温度が高くなると再び上昇した。

引張強度と均一伸びのバランスであるＴＳ＊Ｕ−Ｅｌの値を見ると、高温焼戻し（１−５）に対して低温焼戻し（１−３）におけるＴＳ＊Ｕ−Ｅｌの値が高く、本発明の熱処理を行った場合（１−２）には、ＴＳ＊Ｕ−Ｅｌが１１０００ＭＰａ％以上と顕著に上昇した。

（実施例２）
下記表３に示す成分組成を有する鋼を設けた。上記鋼は、下記表３に示す成分組成を有するスラブを１２００±２０℃の範囲で１８０分加熱し、均質化処理した後、粗圧延及び仕上げ圧延を行い、下記表４に記載された巻取り温度で巻取ることで製造された厚さ３．０ｍｍの熱延鋼板である。上記熱延鋼板の降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）、及び伸び（Ｅｌ）を測定して下記表４に記載した。

上記熱延鋼板を酸洗処理し、９３０℃に加熱し、６分間維持した後、３０℃／ｓｅｃの冷却速度で下記表４に記載された冷却終了温度まで冷却した。冷却終了温度が２０℃の場合には「−」と示し、別の維持時間はなかった。冷却終了温度が２０℃を超えると、１５分間維持した後、常温まで空冷した。

また、冷却後の焼戻し熱処理を行わなかった場合には、焼戻し温度を「−」と示し、冷却後に焼戻し熱処理を行った場合には、下記表４に記載された焼戻し温度に加熱し、３０分間維持した後、冷却した。

上記熱処理後の降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）、均一伸び（Ｕ−Ｅｌ）、伸び（Ｅｌ）、ＴＳ＊Ｕ−Ｅｌ、及び降伏比（ＹＲ）を測定し、下記表４に記載した。

機械的物性は、圧延鋼板に平行な方向にＪＩＳ ５号試験片を採取して測定した。

一方、Ｍｓ及びＭｆは下記関係式により求めた値であり、下記関係式において各元素記号は各元素の含有量を重量％で表した値である。
Ｍｓ（℃）＝５１２−４５３＊Ｃ−１６．９＊Ｎｉ＋１５＊Ｃｒ−９．５＊Ｍｏ＋２１７＊Ｃ＾２−７１．５＊Ｃ＊Ｍｎ−６７．６＊Ｃ＊Ｃｒ
Ｍｆ（℃）＝Ｍｓ−２１５

発明例の場合には、ＴＳ＊Ｕ−Ｅｌが１００００ＭＰａ％以上であり、降伏比は０．６以下であった。

２００℃または２２０℃で低温焼戻しを行った場合（２−１、３−１、４−１）には、降伏強度が鋼種に応じてレベルが異なるが、降伏比は０．７〜０．８５の範囲にあった。これに対し、５００℃で高温焼戻しを行った場合（２−２、３−２、４−２）には、降伏比が０．９〜０．９５の範囲にあることが分かる。

また、３−１を除いて、焼戻しを行った場合には、ＴＳ＊Ｕ−Ｅｌが１００００ＭＰａ％未満と測定された。また、比較例３−１の場合には、ＴＳ＊Ｕ−Ｅｌが１００００ＭＰａ％を超えたが、降伏比が０．８０５となり、本発明の低い降伏比特性を外れた。

比較例である３−３の場合には、冷却終了温度が６０℃と、本発明で提示したＭｆ−５０℃を下回り、引張変形が１〜３％の変形率で試験片が急に折損し、低い引張強度及び伸びが得られた。折損した引張試験片の破面を確認した結果、水素遅延破壊による粒界破壊の様相が一部観察できた。

比較例３−７の場合には、冷却終了温度が６０℃と、本発明で提示したＭｆ＋１００℃を超え、ＴＳ＊Ｕ−Ｅｌが１００００ＭＰａ％未満となり、降伏比が０．６を超えた。

（実施例３）
下記表５に示した成分組成を有する鋼を設けた。上記鋼は、下記表５に示す成分組成を有するスラブを１２００±２０℃の範囲で１８０分加熱し、均質化処理した後、粗圧延及び仕上げ圧延を行い、下記表６に示す巻取り温度で巻取ることで製造された厚さ３．０ｍｍの熱延鋼板である。上記熱延鋼板の降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）、及び伸び（Ｅｌ）を測定し、下記表６に記載した。さらに、鋼種１は１８００ＭＰａ級、鋼種２は１５００ＭＰａ、鋼種３及び鋼種５〜１９は２０００ＭＰａ級の焼戻し強度を有するように設計されたものであり、焼入れ後の冷却停止温度に応じて引張強度レベルが変化するため、これらの強度に達した場合にはそれぞれ、表６に示すように比較例として記した。

上記熱延鋼板を酸洗処理し、酸洗鋼板（ＰＯ）を製作しており、一部は冷延鋼板（ＣＲ）を製作した。冷延鋼板は、酸洗後、５０％の圧下率で冷間圧延した後、８００℃で焼鈍処理し、相次いで４５０℃で過時効処理することで冷延鋼板を製造した。上記酸洗鋼板（ＰＯ）または冷延鋼板（ＣＲ）を９３０℃に加熱し、６分間維持した後、３０℃／ｓｅｃの冷却速度で下記表６に記載された冷却終了温度まで冷却し、１５分間維持してから常温まで空冷した。

上記熱処理後の降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）、均一伸び（Ｕ−Ｅｌ）、伸び（Ｅｌ）、ＴＳ＊Ｕ−Ｅｌ、及び降伏比（ＹＲ）を測定し、下記表６に記載した。

機械的物性は、圧延鋼板に平行な方向にＪＩＳ ５号試験片を採取して測定した。

一方、Ｍｓ及びＭｆは下記関係式により求めた値であり、下記関係式において各元素記号は各元素の含有量を重量％で表した値である。
Ｍｓ（℃）＝５１２−４５３＊Ｃ−１６．９＊Ｎｉ＋１５＊Ｃｒ−９．５＊Ｍｏ＋２１７＊Ｃ＾２−７１．５＊Ｃ＊Ｍｎ−６７．６＊Ｃ＊Ｃｒ
Ｍｆ（℃）＝Ｍｓ−２１５

本発明で提示した合金組成及び製造条件をすべて満たす発明例の場合には、ＴＳ＊Ｕ−Ｅｌの値が１００００ＭＰａ％以上であり、降伏比が０．４〜０．６であった。

上記表６において、熱処理前の引張強度が１０００ＭＰａ以上である場合には、切断または鋼管の製造工程で困難を伴うため比較例とした。また、ＴＳ＊Ｕ−Ｅｌの値が１００００ＭＰａ％未満であるか、降伏比が０．４〜０．６を外れた場合にも、比較例として記載した。

比較例である６−１の場合には、Ｍｎ含有量が多すぎるため、熱処理前の引張強度が１０００ＭＰａ以上であった。

比較例である７−１の場合には、Ｐ含有量が多すぎるため、ＴＳ＊Ｕ−Ｅｌの値が１００００ＭＰａ％未満と劣っていた。

鋼種８〜１７は、鋼種８をベースにして、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｃｕ、Ｃｕ−Ｎｉの添加が熱処理前後の材質に及ぼす影響を調べたものである。

鋼種９及び１０は、Ｓｉ含有量が増加し、熱処理前後の引張強度が増加した。特に、１０−１〜１０−５から確認できるように、冷却終了温度が６０〜２００℃の範囲では、低い降伏比特性が現れ、停止温度が高くなるほど均一伸びが増加し、降伏比が減少する傾向を示したが、２５０℃の条件（１０−５）では、降伏比が再び上昇するとともに、均一伸びが減少し、ＴＳ＊Ｕ−Ｅｌの値が１００００ＭＰａ％未満と確認された。

鋼種１３〜１５は、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ添加の影響を確認するためのものである。鋼種１３及び１５の場合には、本願発明の基準を満たすが、Ｎｂ添加鋼である鋼種１４の場合には、熱処理後の引張強度が著しく低下し、ＴＳ＊Ｕ−Ｅｌの値が基準に遥かに及ばないことが分かる。

鋼種１６及び１７はそれぞれＣｕ、Ｃｕ−Ｎｉを添加した鋼である。特に鋼種１７に対して冷却終了温度の影響を実験した結果、冷却終了温度が上昇すると降伏比は次第に低くなり、２００℃を超えると、降伏比は再び上昇し、２５０℃の条件（１７−４）では、本発明の降伏比の範囲を外れるようになる。

比較例である１９−１の場合には、Ｍｎ含有量が多すぎるようになり、熱処理前の引張強度が１０００ＭＰａ以上であった。

比較例である２０−１の場合には、Ｍｎ含有量が達しておらず、比較例の２１−１の場合には、Ｃ含有量が達していないため、ＴＳ＊Ｕ−Ｅｌの値が１００００ＭＰａ％未満であった。

比較例である２３−１の場合には、Ｃ含有量が多すぎるようになり、熱処理前の引張強度が１０００ＭＰａ以上であった。

（実施例４）
冷却終了温度における維持時間が材質に及ぼす影響を調べるために、上記表５において鋼種９の成分組成を有するスラブを１２００±２０℃の範囲で１８０分加熱し、均質化処理した後、粗圧延及び仕上げ圧延を行い、６８０℃で巻取ることで厚さ３．０ｍｍの熱延鋼板を製造した。上記熱延鋼板の降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）、及び伸び（Ｅｌ）を測定し、下記表６に記載した。

上記熱延鋼板を酸洗処理（ＰＯ）し、９３０℃に加熱し、６分間維持した後、３０℃／ｓｅｃの冷却速度で１５０℃の冷却終了温度まで冷却し、下記表７に記載された維持時間の間維持した後、常温まで空冷した。

上記熱処理後の降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）、均一伸び（Ｕ−Ｅｌ）、伸び（Ｅｌ）、ＴＳ＊Ｕ−Ｅｌ、及び降伏比（ＹＲ）を測定し、下記表６に記載した。

機械的物性は、圧延鋼板に平行な方向にＪＩＳ ５号試験片を採取して測定した。

上記表７から確認できるように、維持時間が３〜３０分を満たす場合には、ＴＳ＊Ｕ−Ｅｌの値が１００００ＭＰａ％以上であり、降伏比が０．４〜０．６であった。

比較例である９−１の場合には維持時間が短すぎ、焼戻しマルテンサイトよりはマルテンサイトが形成され、降伏強度は上昇し、均一伸びが低下し、ＴＳ＊Ｕ−Ｅｌの値が１００００ＭＰａ％未満であり、降伏比が０．６を超えた。

以上、実施例を参照して説明したが、当該技術分野の当業者は、特許請求の範囲に記載された本発明の思想及び領域から逸脱しない範囲内で、本発明を多様に修正及び変更させることができることを理解できる。

Claims (8)

1. 重量％で、Ｃ：０．２〜０．６％、Ｓｉ：０．０１〜２．２％、Ｍｎ：０．５〜３．０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｔｉ：０．０１〜０．１％、Ｃｒ：０．０５〜０．５％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、Ｎ：０．０１％以下、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、
   降伏比が０．４〜０．６であり、引張強度と均一伸びの積（ＴＳ＊Ｕ−Ｅｌ）が１００００ＭＰａ％以上であり、
   微細組織は、面積分率で、焼戻しマルテンサイト９０％以上、フェライト５％以下、残りのベイナイトであり、
   焼戻しマルテンサイトラス内に板状カーバイドが析出している、降伏比が低く均一伸びに優れた焼戻しマルテンサイト鋼。
2. 前記焼戻しマルテンサイト鋼は、重量％で、Ｃｕ：０．０５〜０．５％、Ｎｉ：０．０５〜０．５％、及びＶ：０．０５〜０．３％からなる群から選択される１種以上をさらに含む、請求項１に記載の降伏比が低く均一伸びに優れた焼戻しマルテンサイト鋼。
3. 前記焼戻しマルテンサイト鋼の微細組織は焼戻しマルテンサイト単相である、請求項１又は２に記載の降伏比が低く均一伸びに優れた焼戻しマルテンサイト鋼。
4. 前記焼戻しマルテンサイト鋼は引張強度が１５００ＭＰａ以上である、請求項１から３のいずれか１項に記載の降伏比が低く均一伸びに優れた焼戻しマルテンサイト鋼。
5. 重量％で、Ｃ：０．２〜０．６％、Ｓｉ：０．０１〜２．２％、Ｍｎ：０．５〜３．０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｔｉ：０．０１〜０．１％、Ｃｒ：０．０５〜０．５％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、Ｎ：０．０１％以下、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる鋼を設ける段階と、
   前記鋼を８５０〜９６０℃の温度範囲で加熱し、１００〜１０００秒間維持する段階と、
   前記加熱された鋼を（マルテンサイト臨界冷却速度）〜３００℃／ｓｅｃの冷却速度で６０〜２００℃の冷却終了温度まで冷却した後、２〜４０分間維持する段階と、を含む、降伏比が低く均一伸びに優れた焼戻しマルテンサイト鋼の製造方法。
6. 前記鋼は、
   スラブを１１５０〜１３００℃に加熱する段階と、
   前記加熱されたスラブをＡｒ_３〜９５０℃で仕上げ熱間圧延し、熱延鋼板を得る段階と、
   前記熱延鋼板を５００〜７５０℃で巻取る段階と、を含むことで製造された鋼である、請求項５に記載の降伏比が低く均一伸びに優れた焼戻しマルテンサイト鋼の製造方法。
7. 前記巻取られた熱延鋼板を冷間圧延し、冷延鋼板を得る段階と、前記冷延鋼板を７５０〜８５０℃で連続焼鈍する段階と、前記連続焼鈍された冷延鋼板を４００〜６００℃で過時効処理する段階と、をさらに含む、請求項６に記載の降伏比が低く均一伸びに優れた焼戻しマルテンサイト鋼の製造方法。
8. 前記鋼は、重量％で、Ｃｕ：０．０５〜０．５％、Ｎｉ：０．０５〜０．５％、及びＶ：０．０５〜０．３％からなる群から選択される１種以上をさらに含む、請求項５から７のいずれか１項に記載の降伏比が低く均一伸びに優れた焼戻しマルテンサイト鋼の製造方法。