JP7190216B2 - 高強度鋼を熱処理する方法およびそれから得られる製品 - Google Patents

Description

本開示は、高強度鋼を熱処理する方法に関する。より具体的には、本開示は、車両サスペンション用ばね部材などのばね部材を製造するのに特に適した、高強度、高延性および高靭性を同時に発揮する熱処理鋼を得るように高強度鋼を熱処理する方法に関する。

車両サスペンション用ばね部材としては、例えば、リーフスプリング、スタビライザバー、コイルスプリングなどが挙げられる。リーフスプリングは、リーフ・スプリングとも呼ぶが、フレームと車軸の間に取り付けられることが多い。車両の走行時、リーフスプリングは、フレームに対する車輪の衝撃に耐え、車体の激しい振動を減少し、走行安定性および異なる道路状況への適応性を維持する。スタビライザバーはトーションバースプリングである。車両が旋回するとき、スタビライザバーは、バー本体の弾力を利用して、車輪が浮き上がるのを防止し、車体の過度の横揺れを防止し、車体を平衡状態に保とうとする。車両の走行時、前記車両サスペンション用ばね部材は何度も応力負荷に耐える。車両の乗り心地を確保するため、通常は、サスペンションの剛性を減少することが望ましく、そしてこのことにより、応力負荷に耐えるための前記車両サスペンション用ばね部材の能力の増強についての要件がさらに引き上げられている。このため、前記車両サスペンション用ばね部材を製作するための鋼が高い強度を有することができることが求められている。

また、エネルギーを節約して排気を減少し、製造コストを減少し、車両安全性を向上させるために、車両の軽量化が益々提案されており、そしてこのことにより、鋼の強度の増強の要件がさらに引き上げられている。

しかしながら、鋼の強度の増強とともに、その他の特性（特に延性および靭性）が実質的に悪化し、自動車部品への高強度鋼の適用が制限されてしまう。

近年、車両サスペンション用ばね部材を製作するための高性能鋼を開発しようとする多くの試みがなされている。

中国特許出願公開第１０８２３９７２６号は、優れた耐水素脆化性を有する高強度ばね用鋼板および当該鋼板を製作する方法に関する。当該鋼板は、重量で、０．４５％から０．６０％のＣ、１．４０％から１．８０％のＳｉ、０．３０％から０．８０％のＭｎ、０．２０％から０．７０％のＣｒ、０．０５％から０．１５％のＭｏ、０．０５％から０．２０％のＶ、０．０１０％から０．０３０％のＮｂ、０．００６％以下のＮ、０．０１５％以下のＰ、０．０１５％以下のＳを含む。関連する熱処理工程は、１０秒から３０分間８８０°Ｃから１０００°Ｃに当該鋼を加熱するステップと、１０°Ｃ／秒を超える平均冷却速度で冷却するステップと、１０秒から４０分間３８０°Ｃから４６０°Ｃに当該鋼板をさらに加熱するステップと、次いで１０°Ｃ／秒を超える平均冷却速度で６０°Ｃ以下に冷却するステップとを含む。中国特許出願公開第１０８２３９７２６号は、Ｎｂ、ＶおよびＭｏなどの強力な炭化物形成元素を添加することによって、平均結晶粒径が１０ｎｍから６０ｎｍのいくらかの（Ｖ、Ｍｏ）Ｃ粒子または（Ｎｂ、ＶおよびＭｏ）Ｃ粒子が当該鋼板中に析出し、旧オーステナイト結晶粒サイズも１０以上のグレードに微細化される。当該炭化物粒子は高い界面活性化エネルギーを有し、外部応力によって拡散することのない非拡散性水素の捕捉をもたらすことができる。同時に、前記微細な旧オーステナイト結晶粒ならびに十分な量の前記炭化物ナノ粒子により、前記ばね用の鋼板には、１９００ＭＰａを超える引張強度に加えて優れた耐水素脆化性が確保される。

中国特許出願公開第１０６３９９８３７号は、ホットスタンピング用鋼および熱間成形工程に関する。当該鋼は、重量で、０．２７％から０．４０％のＣ、０％から０．８０％のＳｉ、０．２０％から３．０％のＭｎ、０．１０％から０．４％のＶ、０％から０．８％のＳｉ、０％から０．５％のＡｌ、０％から２％のＣｒ、０％から０．１５％のＴｉ、０％から０．１５％のＮｂ、０％から０．００４％のＢ、および合計で２％未満のＭｏ、ＮｉおよびＣｕを含む。熱間成形工程と組み合わせて、Ｖ、Ｎｂなどの強力な炭化物形成元素を添加することにより、前記熱間成形工程におけるＶＣのナノサイズ粒子および／またはＶ、ＴｉおよびＮｂの複合炭化物の粒子の析出が制御されて、析出による強化および結晶粒微細化を促進し、マルテンサイトの炭素含有量を減少し、鋼の靭性を向上させることができる。後続の低温焼戻しにより、鋼の特性をさらに最適化する。得られた鋼は、１３５０ＭＰａから１８００ＭＰａの降伏強度、１７００ＭＰａから２１５０ＭＰａの引張強度、および７％から１０％の伸びを有する。

車両サスペンションに使用されるばね部品に関しては、引張試験片の面積の減少（面積の減少率とも呼ぶ）が、鋼の延性と靭性の両方が如何に良好であるかを示す重要な指標として使用されることが多い。引張試験片の面積の良好な減少を確保するためには、鋼は高延性と高靭性の両方を有する必要がある。現在開示されている鋼の延性および靭性は、車両サスペンション用ばね部材を製作するための引張試験片の面積の減少についての要件を満足するには不十分である。このため、車両サスペンション用ばね部材の製作に特に適するように、高強度、高延性および高靭性を同時に有し、特に引張試験片の面積の減少が向上した熱処理鋼につながることができる、高強度鋼を熱処理する方法への需要が依然としてある。

中国特許出願公開第１０８２３９７２６号明細書 中国特許出願公開第１０６３９９８３７号明細書

上記問題を解決するため、本開示では、引張試験片の面積の減少を向上させた高強度鋼につながる熱処理方法を提供する。

一態様において、本開示では、高強度鋼を熱処理する方法において、当該高強度鋼が、重量で、０．３０％から０．４５％のＣと、１．０％以下のＳｉと、０．２０％から２．５％のＭｎと、０．２０％から２．０％のＣｒと、０．１５％から０．５０％のＭｏと、０．１０％から０．４０％のＶと、０．２％以下のＴｉと、０．２％以下のＮｂと、Ｆｅおよびその他の合金元素および不純物の残部とを含み、上記合金元素により、次式（１）に係るＥｑ（Ｍｎ）が１．８２以上になる方法であって、
Ｅｑ（Ｍｎ）＝Ｍｎ＋０．２６Ｓｉ＋３．５０Ｐ＋１．３０Ｃｒ＋２．６７Ｍｏ （１）
１）オーステナイト化ステップ：約１分から３００分間臨界オーステナイト化温度（Ａｃ３）を２０°Ｃ上回る温度（以下、Ａｃ３＋２０°Ｃと呼ぶ）から約９５０°Ｃに前記高強度鋼を加熱するステップと、
２）炭化物析出ステップ：前記オーステナイト化ステップ後の前記高強度鋼を約５分から３００分間フェライト析出開始温度（Ａｒ３）を約１０°Ｃ下回る温度（以下、Ａｒ３－１０°Ｃと呼ぶ）から約８７０°Ｃに冷却し、次いで約１００°Ｃ以下にさらに冷却するステップにおいて、当該さらなる冷却の平均冷却速度が約１°Ｃ／秒以上であるステップと、
３）焼戻しステップ：前記炭化物析出ステップ後の前記高強度鋼を約５分から３６０分間約１２０°Ｃから２８０°Ｃに加熱するステップとを含む方法を提供する。

別の態様において、本開示では、上記熱処理方法によって得られる鋼において、前記鋼が、面積で、約９０％以上のマルテンサイト、約３％以下のフェライト、約５％以下の残留オーステナイト、および約１０％以下のベイナイトの微細構造を含むことができ、
前記鋼が、約０．１重量％から０．５重量％の炭化物粒子を含むことができ、前記
炭化物粒子が、ＶおよびＭｏの複合炭化物の粒子を含むことができ、前記炭化物粒子が、約１ｎｍから３０ｎｍの平均粒子サイズを有することができ、
前記鋼が、約１４００ＭＰａ以上の降伏強度、約１８００ＭＰａ以上の引張強度、および約３８％以上の引張試験片の面積の減少を有することができる鋼を提供する。

さらなる一態様において、本開示では、上記鋼から製作される車両サスペンション用ばね部材を提供する。

添付の図面は、本発明の理解をさらに深めるために含まれており、本明細書の一部であり、下記の詳細な説明とともに、本発明の実施形態を例示するが、本発明の範囲を制限するものではない。

本発明に係る高強度鋼を熱処理する方法の一実施形態で使用する温度時間図を示す。 本発明に係る熱処理方法によって得られる鋼の一実施形態の金属組織写真を示す。 本発明に係る熱処理方法によって得られる鋼の一実施形態の透過型電子顕微鏡写真を示す。 本発明に係る熱処理方法によって得られる鋼の一実施形態における炭化物の化学組成を示す。

実施例中を除き、本明細書中のパラメータの（例えば、数量または条件の）全ての数値は、如何なる場合も「約」という用語によって修飾されているものとして理解すべきであり、当該数値の前に「約」が実際に現れているか否かは問わない。

別段の指示のない限り、本明細書で言及するパーセントは重量パーセントである。

本発明に係る一態様において、本開示では、高強度鋼を熱処理する方法において、当該高強度鋼が、重量で、０．３０％から０．４５％のＣと、１．０％以下のＳｉと、０．２０％から２．５％のＭｎと、０．２０％から２．０％のＣｒと、０．１５％から０．５０％のＭｏと、０．１０％から０．４０％のＶと、０．２％以下のＴｉと、０．２％以下のＮｂと、Ｆｅおよびその他の合金元素および不純物の残部とを含み、上記合金元素により、次式（１）に係るＥｑ（Ｍｎ）が１．８２以上になる方法であって、
Ｅｑ（Ｍｎ）＝Ｍｎ＋０．２６Ｓｉ＋３．５０Ｐ＋１．３０Ｃｒ＋２．６７Ｍｏ （１）
１）オーステナイト化ステップ：前記高強度鋼を約１分から３００分間約Ａｃ３＋２０°Ｃから約９５０°Ｃに加熱、好ましくは、前記高強度鋼を約１分から３０分間約Ａｃ３＋３０°Ｃから約９１０°Ｃに加熱するステップと、
２）炭化物析出ステップ：前記オーステナイト化ステップ後の前記高強度鋼を約５分から３００分間約Ａｒ３－１０°Ｃから約８７０°Ｃに冷却、好ましくは、約５分から３０分間約Ａｒ３＋１０°Ｃから約８５０°Ｃに冷却し、次いで約１００°Ｃ以下にさらに冷却するステップにおいて、当該さらなる冷却の平均冷却速度が約１°Ｃ／秒以上であるステップと、
３）焼戻しステップ：前記炭化物析出ステップ後の前記高強度鋼を約５分から３６０分間約１２０°Ｃから２８０°Ｃに加熱、好ましくは、前記炭化物析出ステップ後の前記高強度鋼を約１０分から６０分間約１６０°Ｃから２３０°Ｃに加熱するステップとを含む方法を提供する。

好ましくは、前記高強度鋼は、重量で、０．３２％から０．４２％のＣと、０．８％以下のＳｉと、０．２％から１．５％のＣｒと、０．２％から０．４％のＭｏと、０．１２％から０．３％のＶと、Ｆｅおよびその他の合金元素および不純物の残部とを含み、上記合金元素により、前記式（１）に係るＥｑ（Ｍｎ）が１．８２以上になる。

本開示で使用する前記高強度鋼の化学組成を下記に詳述する。

炭素（Ｃ）：約０．３０％から０．４５％
炭素は、鋼中の固溶強化に最も効果的な元素である。１８００ＭＰａを超える鋼の引張強度を確保するためには、炭素は約０．３０％以上の濃度で存在することになる。炭素含有量が０．４５％を超える場合、高炭素含有量のマルテンサイトが形成される場合があり、延性および靭性が乏しくなるとともに、耐水素脆化性が実質的に低下する。このため、本開示で使用する前記高強度鋼の炭素含有量は、約０．３０％から０．４５％、好ましくは約０．３２％から０．４２％である。

ケイ素（Ｓｉ）：約１．０％以下
ケイ素は、鋼を溶かす際に使用される脱酸剤である。ケイ素は、フェライトマトリックス中に固溶して存在することができ、当該基地の強度を増強することができる。しかしながら、過剰なケイ素は鋼の靭性に有害なだけでなく、熱処理時の深刻な表面酸化および脱炭にもつながる。脱炭層の厚みは、車両サスペンション用ばね部材の疲労性能に関する重要な制御パラメータの一つである。このため、本開示で使用する前記高強度鋼のケイ素含有量は、１．０％以下、好ましくは０．８％以下である。

マンガン（Ｍｎ）：約０．２０％から２．５％
マンガンは、鋼の焼入性を向上させるための元素である。マンガン含有量が約０．２０％未満であると、鋼の焼入性が不十分になり、それにより、高強度を得ることが困難になる。しかしながら、マンガン含有量が高過ぎると、鋼の延性および靭性が著しく減少するおそれがある。このため、本開示で使用する前記高強度鋼のマンガン含有量の上限は約２．５％である。

クロム（Ｃｒ）：約０．２０％から２．０％
クロムは、鋼の焼入性を向上させるための元素であり、鋼の耐酸化性に大きな効果がある。クロム含有量が約０．２０％未満であると、上記効果は大きくない。これとは反対に、クロム含有量が２．０％を超えると、クロムを含有する炭化物の粗大な粒子が析出する場合があり、靭性には不都合である。このため、本開示で使用する前記高強度鋼のクロム含有量範囲は、約０．２０％から２．０％、好ましくは０．２％から１．５％である。

モリブデン（Ｍｏ）：約０．１５％から０．５０％
モリブデンは、強力な炭化物形成元素の一つであり、炭素原子との大きな親和力を有しており、炭素原子の拡散を防止し、炭素の拡散係数を減少し、それによって鋼の表面脱炭を効果的に抑制することができる。脱炭層の厚みは、車両サスペンション用ばね部材の疲労性能の重要な制御パラメータの一つである。同時に、モリブデンの添加により、鋼の焼入性を向上させることができる。本願は、熱処理時のナノサイズのモリブデンおよびバナジウムの複合炭化物の粒子の析出を利用するだけである。複合炭化物粒子の析出は、炭化物粒子を均一に分布させ、より微細な炭化物粒子を得るのに有利である。これにより、鋼に超高強度が確保されるだけでなく、引張試験片の面積の減少における良好な性能も付与される。このため、本開示で使用する前記鋼中のモリブデン含有量は、約０．１５％以上である。モリブデン含有量が約０．５０％よりも高い場合、生産コストが著しく増大するおそれがある。このため、モリブデン含有量は、約０．１５％から０．５０％、好ましくは約０．２０％から０．４０％である。モリブデン含有量が約０．２０％から０．４０％であると、前記ばね部材に良好な耐疲労性を付与するように前記ばね部材の表面脱炭を効果的に抑制または軽減することが可能である。同時に、モリブデンがこのような範囲で添加されると、前記ばね部材に引張試験片の面積の減少における良好な性能を付与するように均一な分布および小さなサイズのモリブデンとバナジウムの複合炭化物の粒子を確保することもできる。

バナジウム（Ｖ）：約０．１０％から０．４０％
バナジウムは、複合炭化物粒子を形成することができ、析出による強化および旧オーステナイト結晶粒微細化をもたらす。バナジウム含有量が約０．１０％未満である場合、炭化物粒子は十分な量だけ形成することができず、したがって上述の効果が大きくない。バナジウム含有量が約０．４０％よりも高い場合、生産コストの増大および粗大な炭化物粒子につながるおそれがあり、引張試験片の面積の減少の悪化を招く。このため、バナジウム含有量は、好ましくは約０．１０％から０．４０％、好ましくは０．１２％から０．３０％である。

チタン（Ｔｉ）：約０．２０％以下、およびニオブ（Ｎｂ）：約０．２０％以下
チタンとニオブは両方とも鋼中に炭窒化物を形成することができ、強度の向上および結晶粒の微細化に効果がある。チタンおよびニオブは強力な炭化物形成元素に含まれる。したがって、それらの含有量が約０．２０％を超えると、炭窒化物が高温で大量に析出する場合がある。これは、結晶粒の粗大化および引張試験片の面積の減少の悪化につながるおそれがある。高温での炭窒化物の析出が最小限になるように高温でのチタンまたはニオブからの炭窒化物の析出が前記熱処理によって制御される場合、モリブデンおよびバナジウムと結合した炭窒化物の析出を促進することができ、炭窒化物の粒子サイズはさらに微細化することができる。しかしながら、このような加工制御は複雑過ぎる。このため、チタンの含有量は、約０．２０％以下、好ましくは０．０５％以下であり、ニオブ含有量は、約０．２０％以下、好ましくは約０．０５％以下である。

上述のように、チタンとニオブは両方とも鋼中に炭窒化物を形成することができ、鋼の総合的な特性を向上させることができる。本発明者には、チタンとニオブを一緒に添加することが相乗効果につながり得ることも分かっている。このため、チタンおよびニオブは、約０．２０％以下の合計量で存在する。チタンとニオブの合計量が約０．２０％を超える場合、炭窒化物が高温で大量に析出する場合があり、結晶粒の粗大化および引張試験片の面積の減少の悪化を招く。このため、チタンとニオブの合計量は、約０．２０％以下、好ましくは約０．０８％以下である。

リン（Ｐ）および硫黄（Ｓ）：それぞれ約０．０２５％以下
リンおよび硫黄は、結晶粒界に析出する場合があり、引張試験片の面積の減少の悪化を招く。このため、これらの元素を最小限にすることが望ましい。例えば、リンと硫黄の含有量は、それぞれ約０．０２５％以下である。

Ｅｑ（Ｍｎ）：約１．８２以上
Ｅｑ（Ｍｎ）は、鋼の焼入性の特徴を示すことができる。Ｅｑ（Ｍｎ）とマルテンサイトの臨界冷却速度（Ｒｃ）との間の関係は、次式（２）を満足することができる。
ｌｇＲｃ＝３．１５－１．７３Ｅｑ（Ｍｎ） （２）

鋼に良好な焼入性、すなわち、約１°Ｃ／秒以下のＲｃを確保するために、Ｅｑ（Ｍｎ）は約１．８２以上とすることができる。

鉄（Ｆｅ）の残部が存在する。しかしながら、原材料または周囲環境からの不純物が従来の製造工程時に導入されてしまう場合があることは一般的に避けられない。このため、これらの不純物の存在は避けられない。これらの不純物は当業者には知られている。

図１を参照すると、本発明に係る前記熱処理方法は、前記高強度鋼に、１）オーステナイト化ステップと、２）炭化物析出ステップと、３）焼戻しステップとを施すことを含む。

特に、本発明に係る前記熱処理方法では、前記高強度鋼は、約１分から３００分間約Ａｃ３＋２０°Ｃから約９５０°Ｃに当該高強度鋼を加熱することによる前記オーステナイト化ステップが施される。加熱温度がＡｃ３＋２０°Ｃ未満である、または加熱時間が１分未満であると、不溶解フェライトおよびパーライトが残る場合があり、合金元素の不均一性を招く。加熱温度が９５０°Ｃよりも高い、または加熱時間が６０分よりも長いと、前記鋼の表面酸化および脱炭が深刻になる場合があり、オーステナイト結晶粒が粗大化するおそれがある。このため、前記オーステナイト化の工程条件は、１分から６０分間Ａｃ３＋２０°Ｃから９５０°Ｃに、好ましくは１分から３０分間Ａｃ３＋３０°Ｃから９１０°Ｃに加熱することとして設定される。一般に、前記オーステナイト化は、Ａｃ３＋４０°Ｃから約９７０°Ｃの炉温の炉内で５分から３１０分間、好ましくはＡｃ３＋５０°Ｃから約９３０°Ｃの炉温の炉内で５分から４０分間加熱することによって実現する。また、前記オーステナイト化ステップは、誘導加熱または誘導加熱と炉内加熱の組み合わせによって完了することもできる。

次いで、前記オーステナイト化後の前記高強度鋼は、前記炭化物析出ステップが施される。当該炭化物析出ステップは、前記高強度鋼を約５分から３００分間約Ａｒ３－１０°Ｃから約８７０°Ｃに冷却するステップを含むことができる。好ましくは、前記高強度鋼は、５分から３０分間約Ａｒ３＋１０°Ｃから８５０°Ｃに冷却される。次いで、当該高強度鋼は約１００°Ｃ以下にさらに冷却され、当該さらなる冷却の平均冷却速度は約１°Ｃ／秒以上、好ましくは約５°Ｃ／秒以上である。当該さらなる冷却の平均冷却速度は、約１００°Ｃ／秒以下、好ましくは約５０°Ｃ／秒以下、より好ましくは約２０°Ｃ／秒以下とすることができる。前記冷却は、約５分から３００分間約Ａｒ３－２０°Ｃから約８７０°Ｃの炉温の炉内、好ましくは、５分から３０分間約Ａｒ３から約８５０°Ｃの炉温の炉内で実現することができる。前記さらなる冷却は、油冷、塩水冷などによって完了することができる。前記炭化物析出における前記冷却の温度がＡｒ３－１０°Ｃよりも低いと、過剰なフェライトが形成される場合があり、鋼の強度および疲労特性に有害であるおそれがある。前記冷却の温度が８７０°Ｃよりも高いと、前記炭化物が析出しづらく、前記炭化物が粗大化するおそれがある。冷却時間が５分未満であると、前記炭化物は十分に析出されない。冷却時間が３００分よりも長いと、オーステナイト結晶粒の成長および炭化物粗大化を招く場合があり、鋼の引張試験片の面積の減少に不利になるおそれがある。また、冷却時間が長いと、鋼の深刻な表面酸化および脱炭にもつながるおそれがある。このため、前記炭化物析出ステップの工程条件は、約５分から３００分間約Ａｒ３－１０°Ｃから８７０°Ｃで冷却し、次いで約１００°Ｃ以下にさらに冷却することとして設定される。より好ましくは、前記高強度鋼は、約５分から６０分間約Ａｒ３＋１０°Ｃから８５０°Ｃで冷却され、次いで約１００°Ｃ以下にさらに冷却される。一変形例において、前記高強度鋼は、約８０°Ｃ以下、例えば室温にさらに冷却される。前記冷却および前記さらなる冷却によって、確実にフェライトをできるだけ少なく、マルテンサイトをできるだけ多くすることができるように、前記冷却における平均冷却速度は約１°Ｃ／秒以上に設定される。前記炭化物析出は、前記オーステナイト化用と同じ炉内で、同じ炉内の異なる部分で、または異なる炉内で、または任意のその他の加熱方法によって完了することができる。好ましくは、本発明によって処理される前記高強度鋼の初期微細構造中には、ナノサイズの炭化物粒子が多くある。前記オーステナイト化ステップ後、これらのナノサイズの炭化物粒子は、前記高強度鋼中にまだ溶解しておらず、前記炭化物析出ステップで析出させる炭化物粒子の量およびサイズを制御するのに好都合である。

次いで、前記炭化物析出後の前記高強度鋼は、約５分から３６０分間約１２０°Ｃから２８０°Ｃに前記高強度鋼を加熱することによる前記焼戻しステップが施される。焼戻し温度が約１２０°Ｃよりも低い、または時間が約５分未満であると、前記焼戻しの効果がマルテンサイトに対して不十分である。これに関して、マルテンサイト変態によって生じる内部応力が十分に解放されることができず、それにより、引張試験片の面積の減少における性能をさらに向上させることができない。焼戻し温度が約２８０°Ｃよりも高い、または時間が約３６０分よりも長いと、多数の鉄炭化物（Ｆｅ‐Ｃ）が析出する場合があり、鋼の強度の実質的な減少および著しい炭化物の粗大化につながるおそれがある。好ましくは、前記高強度鋼は、約１０分から１２０分間約１２０°Ｃから２５０°Ｃの温度の炉内で加熱される。一般に、自動車部品を製造する工程は、コーティング後にベーキングステップを含む場合がある。当該ベーキングは、約１０分から６０分間約１５０°Ｃから２３０°Ｃで加熱することによって行われる。当該ベーキングステップが上記焼戻しの役割を担うことができるので、追加の焼戻しステップは必要ない場合がある。

上記熱処理方法の後、面積で、約９０％以上のマルテンサイト、約３％以下のフェライト、約５％以下の残留オーステナイト、および約１０％以下のベイナイトの微細構造を含むことができる鋼、好ましくは、約９７％以上の量のマルテンサイト、および約２．５％以下の合計量の残留オーステナイト、フェライトおよびベイナイトを含むことができる鋼が得られる。

好ましくは、前記鋼は、約０．１重量％から０．５重量％の炭化物粒子を含むことができ、当該炭化物粒子は、ＶおよびＭｏの複合炭化物の粒子を含むことができ、当該炭化物粒子の平均粒子サイズは、約１ｎｍから３０ｎｍになることができる。

好ましくは、前記鋼は、約１４００ＭＰａ以上の降伏強度、約１８００ＭＰａ以上の引張強度、および約３８％以上の引張試験片の面積の減少を有することができる。より好ましくは、前記鋼は、約１５５０ＭＰａ以上の降伏強度、約１９００ＭＰａ以上の引張強度、および約４５％以上の引張試験片の面積の減少を有することができる。

本発明に係る前記熱処理方法によって得られる前記鋼を以下に詳述する。

本発明に従って得られる前記鋼は、面積で約９０％以上のマルテンサイトの微細構造を含むことができる。マルテンサイトは、高強度を達成するのに必要な微細構造である。マルテンサイトの面積率が約９０％未満であると、これは、強度の向上にほとんど寄与しないフェライトおよび残留オーステナイトが多過ぎることを意味する。したがって、高い引張強度を達成するのが困難である。本発明に従って得られる前記鋼は、当該鋼に前記強度を確保するように、面積で約９０％以上のマルテンサイトの微細構造を含むことができる。当該マルテンサイトの面積率は、好ましくは約９７％以上であり、約９９％よりも多くてもよい。

本発明に従って得られる前記鋼は、面積で約１０％以下のベイナイトの微細構造を含むことができる。ベイナイトの硬さはマルテンサイトの硬さよりも低い。したがって、鋼中のベイナイトの存在により、当該鋼の強度が減少するおそれがある。このため、前記ベイナイトの面積率は１０％を超えるべきではない。好ましくは、ベイナイト含有量は約３％以下であり、約０％でもよい。

本発明に従って得られる前記鋼は、面積で約３％以下のフェライトの微細構造を含むことができる。フェライトは軟質相である。フェライトがマルテンサイトとともに鋼中に存在すると、硬さに大きな差が生じ、鋼の強度を実質的に悪化させるおそれがある。このため、フェライトの形成はできるだけ避けるべきである。好ましくは、フェライトの面積率は約１％以下であり、約０％でもよい。

本発明に従って得られる前記鋼は、面積で約５％以下の残留オーステナイトの微細構造を含むことができる。残留オーステナイトは、鋼の延性および耐水素脆化性を増強することができる。このため、本発明に係る前記鋼は、いくらかの残留オーステナイトを含有することができる。しかしながら、残留オーステナイトは、鋼の強度を減少するおそれがある。したがって、残留オーステナイトは、過度に大量に存在するべきではない。過剰な残留オーステナイトは、鋼の塑性変形時に高い炭素含有量のマルテンサイトを招く場合があり、前記鋼の靭性に有害である。前記残留オーステナイトは、好ましくは３％以下、より好ましくは１％以下である。

本発明に従って得られる前記鋼は、約０．１重量％から０．５重量％の炭化物粒子を含むことができ、当該炭化物粒子は、ＶおよびＭｏの複合炭化物の粒子を含むことができ、当該炭化物粒子の平均粒子サイズは、約１ｎｍから３０ｎｍとすることができる。前記炭化物析出ステップでは、前記炭化物粒子は、オーステナイト結晶粒界に析出して当該オーステナイト結晶粒を固定することができ、それによって当該オーステナイト結晶粒の成長を抑制する。同時に、炭化物粒子は、前記オーステナイト結晶粒中にも析出することができる。前記オーステナイト結晶粒内に析出した炭化物粒子は、それらのより均一かつより微細な第二相粒子であり、析出による強化を生じて鋼の強度を向上させることができる。前記炭化物粒子の平均サイズは、約１ｎｍから３０ｎｍ、好ましくは約１ｎｍから１５ｎｍである。前記炭化物粒子の平均サイズは大き過ぎるべきではなく、さもなければ前記鋼の引張試験片の面積の減少における性能に不都合である。同時に、いくらかの炭化物粒子の析出は、マルテンサイトに関連する引張試験片の面積の減少における性能を向上させるようにマルテンサイト中の炭素含有量を大幅に減少させることができる。本発明に従って得られる前記鋼中には、約０．１重量％から０．５重量％の炭化物粒子が析出される。析出した炭化物粒子の合計量は多過ぎるべきではなく、さもなければ炭化物粒子の粗大化が顕著になり、鋼の強度を減少させて引張試験片の面積の減少における性能を悪化させるおそれがある。

鋼は、通常約０．００２％から０．００８％の量の窒素（Ｎ）を含有することが避けられない場合がある。このため、前記析出した炭化物粒子は窒素も含有することが見込まれる。

別の変形例では、前記炭化物粒子は、Ｖ、Ｍｏ、ＴｉおよびＮｂの複合炭化物の粒子を含むこともでき、任意選択的に窒素を含んでもよい。

本発明に従って得られる前記鋼は、約１４００ＭＰａ以上、好ましくは約１５５０ＭＰａ以上の降伏強度、約１８００ＭＰａ以上、好ましくは約１９００ＭＰａ以上の引張強度、および約３８％以上、好ましくは約４５％以上の引張試験片の面積の減少を有することができる。

別の態様において、本開示では、例えば、リーフスプリング、スタビライザバー、コイルスプリングなどを含む、上記鋼から製作される車両サスペンション用ばね部材を提供する。

理論に拘束されることを望むものではないが、本発明に係る熱処理後の前記鋼は、高強度、高延性および高靭性を同時に有することができ、特に引張試験片の面積の減少を向上させることができるが、これは、前記合金の前記化学組成に関する前記選択および前記熱処理の前記工程条件に起因すると考えられる。本発明で使用する前記高強度鋼にＶおよびＭｏを導入することによって、平均粒子サイズおよび合計量が制御されたＶおよびＭｏの複合炭化物の粒子が前記熱処理鋼中に形成される。前記複合炭化物粒子は窒素をさらに含有することができる。前記複合炭化物粒子はＴｉおよびＮｂをさらに含有することができる。前記複合炭化物粒子の形成により、前記鋼には高強度および引張試験片の面積の減少の向上が付与される。また、前記熱処理鋼中に均一に分散したナノサイズの前記炭化物粒子は大きな表面積を有しており、水素を捕捉するサイトになることができ、それにより、材料の耐遅れ破壊性を向上させるのに有利な場合がある。Ｖは、その他の炭化物形成元素よりもオーステナイト中の固溶度積が高い。このため、高温では、すなわち前記オーステナイト化ステップでは、Ｖ炭化物の粒子は容易に析出しない。しかしながら、比較的低温だと、Ｖ炭化物の粒子はオーステナイト中に大量に析出することができ、当該炭化物のサイズは小さくなることができる。Ｍｏはオーステナイト中に析出し易くない。しかしながら、Ｖとともに添加されると、ＭｏはＶと複合炭化物を形成することができる。このため、本発明に係る前記熱処理方法は炭化物析出ステップを導入している。このステップにより、ＶおよびＭｏの複合炭化物の粒子、またはＴｉおよびＮｂとともにＶとＭｏの複合炭化物の粒子が、オーステナイト結晶粒界およびオーステナイト結晶粒内に十分に析出することができるだけでなく、析出した炭化物粒子の平均粒子サイズおよび合計量も制御できるということが確実になる。前記熱処理鋼中のナノサイズの大量の炭化物粒子の均一な分散は、前記鋼の強度だけでなく、マルテンサイトに関連する引張試験片の面積の減少における性能も向上させ、材料の耐遅れ破壊性に有益である。同時に、低温での前記焼戻しステップにより、前記鋼の引張試験片の面積の減少における性能をさらに向上させることができる。

性能試験

引張特性
引張特性は、ＧＢ／Ｔ２２８．１‐２０１０（金属材料―引張試験―第１部：室温試験方法）に従って試験され、Ｒ６丸棒試験片が使用される。

－４０°ＣでのＵノッチ衝撃エネルギー
－４０°ＣでのＵノッチ衝撃エネルギーは、ＧＢ／Ｔ２２９‐２００７（金属材料―シャルピー振り子式衝撃試験）に従って試験され、試験片は５５×１０×１０ｍｍ３のサイズである。

脱炭層の厚み
脱炭層の厚みは、ＧＢ／Ｔ２２４‐２００８（脱炭層の深さの測定）に記載の微小硬さ試験方法に従って試験される。脱炭層の厚みは、試験片の表面からコアの５０％硬さに到達する点までの距離として定義される。

微細構造特性
マルテンサイト（Ｍ）、フェライト（Ｆ）およびベイナイト（Ｂ）の相比率は、定量金属組織学的に測定される。残留オーステナイト（ＲＡ）の面積分率はＸＲＤによって試験される。炭化物粒子の平均粒子サイズおよび合計量は、透過型電子顕微鏡下で五つのフィールドをランダムに撮影し、次いで統計的解析を行うことによって得られる。炭化物の化学組成は、透過型電子顕微鏡下でＥＤＳ機能を用いて試験される。

本発明の特徴および利点は、下記の実施例から明らかである。当該実施例は例示を意図しており、本発明を限定することは全く意図していない。

次表１に示す化学組成を有する高強度鋼を製作し、本発明に係る前記熱処理方法で使用した。当該高強度鋼は、次表１に示す化学組成を有するビレットを６０分間１２００°Ｃに加熱し、９００°Ｃで圧延し、３０°Ｃ／分の冷却速度で室温に冷却することによって製作した１６ｍｍ厚の熱間圧延平鋼だった。Ａ１からＡ５は本発明に係る前記高強度鋼、Ｂ１からＢ３は比較鋼だった。

上記鋼Ａ１からＡ５およびＢ１からＢ３には、図１に示す工程または類似の工程に従ってそれぞれ熱処理を施し、当該熱処理の各ステップの工程条件を次表２に示した。

前記熱処理鋼に、引張特性、－４０°ＣでのＵノッチ衝撃エネルギー、および微細構造特性に関して上記したような性能試験を施した。結果を表３に示す。図２は、実施例１（ＥＸ．１）の前記熱処理鋼Ａ１の金属組織写真を示したものであり、当該熱処理鋼Ａ１の微細構造は主にマルテンサイトだった。図３は、実施例１の前記熱処理鋼Ａ１が、平均粒子サイズが８．２ｎｍの炭化物粒子を約０．２７％の量含んでいたことを示したものである。図４から分かるように、当該炭化物粒子は、Ｍｏ、ＶおよびＮｂを含んでいた。

上記表３に示すように、本発明に係る前記鋼Ａ１からＡ５を熱処理することによって得られた前記鋼は、９３％を超えるマルテンサイト、４％未満の残留オーステナイト、２％未満のフェライト、および３％未満のベイナイトの微細構造を含んでいた。一方、ＶおよびＭｏを含有する複合炭化物の粒子の平均粒子サイズは５ｎｍから１５ｎｍであり、炭化物粒子の量は０．１５％から０．４０％だった。したがって、本発明に係る前記鋼Ａ１からＡ５を熱処理することによって得られた前記鋼は、１４００ＭＰａから１７５０ＭＰａの降伏強度、１８５０ＭＰａから２１５０ＭＰａの引張強度、および４５％から６０％の引張試験片の面積の減少を有することができた。このような結果により、合金の前記化学組成ならびに前記熱処理の工程条件を選択することにより、本発明に係る前記熱処理鋼中には、ナノサイズの大量の炭化物粒子が均一に分散して析出し、そしてこのことが、マルテンサイトに関連する引張試験片の面積の減少における良好な性能を確保するようにマルテンサイト中の炭素含有量を減少させたことが示唆された。同時に、炭化物粒子の形成は、結晶粒の微細化および析出の強化につながり、前記鋼の高い強度にさらに寄与していた。このため、本発明に係る前記熱処理鋼Ａ１からＡ５は優れた総合的性能を得て、車両サスペンション用ばね部材を製作するための要件を十分に満足していた。また、本発明の鋼は、低濃度の炭素とともにＭｏを含んでいた。これらの鋼における表面脱炭は、本発明に係る熱処理後に効果的に抑制することができた。表面脱炭層の厚みは１００μｍ以下に制御することができた。これは、このような鋼から形成される前記ばね部材の疲労性能を向上させるのに有利であろう。

前記比較例１（ＣＥ．１）で使用した前記比較鋼Ｂ１は、本発明で必要とされる範囲よりも少ない量の炭素を含み、ＭｏおよびＶは含んでいなかった。また、前記比較例１における前記熱処理は、本発明で使用する前記炭化物析出ステップおよび前記焼戻しステップを含まなかった。低い炭素含有量により、当該鋼に引張試験片の面積の減少における良好な性能を確保することができた。しかしながら、当該鋼がＭｏ元素、Ｔｉ元素およびＶ元素を含有せず、当該熱処理が前記炭化物析出ステップを含まなかったことにより、結晶粒微細化効果および析出による強化効果は大きくない。したがって、当該熱処理後の前記比較鋼Ｂ１は、降伏強度が１２１４ＭＰａに過ぎず、引張強度が１５６３ＭＰａに過ぎず、車両サスペンション用ばね部材を製作するための要件を満足しなかった。

前記比較例２（ＣＥ．２）で使用した前記比較鋼Ｂ２は、本発明で必要とされる範囲よりも高い量の炭素を含み、ＭｏおよびＶは含まなかった。また、前記比較例２における前記熱処理は、本発明で使用する前記炭化物析出ステップを含まず、温度が本発明の範囲を超える中温から高温の焼戻し工程である焼戻しステップを含んでいた。高い炭素含有量により、当該鋼には高い強度を確保することができた。しかしながら、前記炭化物析出ステップがないことにより、高い炭素含有量のマルテンサイトが形成され、引張試験片の面積の減少が低くなった。当該比較例２で使用した前記中温から高温の焼戻し工程は、当該鋼の引張試験片の面積の減少における性能をある程度向上させることができたが、このような中温から高温の焼戻し工程時にマルテンサイトが軟化した可能性があり、著しい強度の減少を招いた。同時に、前記中温から高温の焼戻し工程は、鋼の靭性に有害であるセメンタイトの析出を伴った可能性がある。このため、前記比較例２における前記熱処理後の前記鋼Ｂ２の強度および引張試験片の面積の減少は低く、車両サスペンション用ばね部材を製作するための要件を満足しなかった。

前記比較例３（ＣＥ．３）で使用した前記比較鋼Ｂ３は、いずれも本発明で必要とされる範囲よりも高い量の炭素およびケイ素を含み、当該必要範囲よりも低い量のＭｏを含んでいた。また、前記比較例３における前記熱処理は、本発明で使用する前記炭化物析出ステップを含まず、温度が本発明の範囲を超える中温の焼戻し工程である焼戻しステップを含んでいた。高い炭素含有量により、当該鋼には高い強度を確保することができた。高いケイ素含有量により、当該鋼中の大量の残留オーステナイトを安定化することができた。塑性変形時、当該残留オーステナイトはＴＲＩＰ効果を導入し、当該鋼の延性を向上させた。しかしながら、このような中温の焼入れ工程では、マルテンサイトから析出された炭化物粒子が実質的に粗大化して過度に大量に存在し、材料の靭性には不都合だった。また、当該鋼中のより安定した残留オーステナイトが塑性変形時にＴＲＩＰ効果につながることが、高い炭素含有量のマルテンサイトにつながった可能性があり、鋼の靭性にさらに損害を与えた。このため、前記比較例３における前記熱処理後の前記鋼Ｂ３は、高い強度を達成したが、引張試験片の面積の低い減少を示した。同時に、前記比較鋼Ｂ３はケイ素の含有量が高く、前記熱処理後の当該鋼Ｂ３中に深刻な表面脱炭を生じた。脱炭層の厚みは２００μｍ以上に達し、当該部材の疲労性能を著しく減少させた可能性がある。結論として、前記比較例３における前記熱処理後の当該鋼Ｂ３は、車両サスペンション用ばね部材の製作に適さなかった。

前記比較例４では、本発明に係る前記鋼Ａ１を使用した。しかしながら、前記比較例４における前記熱処理は、本発明に係る前記炭化物析出ステップを含まなかった。このため、平均粒子サイズが小さな炭化物粒子が析出したが、析出した炭化物粒子の合計量はより少なかった。したがって、マルテンサイトの炭素含有量が大きく減少せず、当該鋼の延性および靭性の向上は不十分だった。同時に、析出による強化に対するその効果が理想的ではなかった。このため、前記比較例４における前記熱処理後の前記鋼Ａ１の強度および引張試験片の面積の減少は低く、車両サスペンション用ばね部材を製作するための要件を満足しなかった。

以上、本発明の好ましい実施形態を説明したが、当業者は、本発明の概念から逸脱することなく可能な如何なる変更または置換も本発明の保護範囲に属するということを理解すべきである。

Claims (7)

1. 高強度鋼を熱処理する方法において、前記高強度鋼が、重量で、０．３０％から０．４５％のＣと、１．０％以下のＳｉと、０．２０％から２．５％のＭｎと、０．２０％から２．０％のＣｒと、０．１５％から０．５０％のＭｏと、０．１０％から０．４０％のＶと、０．２％以下のＴｉと、０．２％以下のＮｂと、を含み、残部はＦｅおよび不純物であり、上記合金元素により、次式（１）に係るＥｑ（Ｍｎ）が１．８２以上になる方法であって、
   Ｅｑ（Ｍｎ）＝Ｍｎ＋０．２６Ｓｉ＋３．５０Ｐ＋１．３０Ｃｒ＋２．６７Ｍｏ （１）
   １）オーステナイト化ステップ：前記高強度鋼を１分から３００分間Ａｃ３＋２０°Ｃから９５０°Ｃに加熱するステップと、
   ２）炭化物析出ステップ：前記オーステナイト化ステップ後の前記高強度鋼を５分から３００分間Ａｒ３－１０°Ｃから８７０°Ｃに冷却し、次いで１°Ｃ／秒以上である平均冷却速度で１００°Ｃ以下にさらに冷却するステップと、
   ３）焼戻しステップ：前記炭化物析出ステップ後の前記高強度鋼を５分から３６０分間１２０°Ｃから２８０°Ｃに加熱するステップとを含み、
   前記焼戻しステップ後に得られた前記高強度鋼が、面積で、９０％以上のマルテンサイト、３％以下のフェライト、５％以下の残留オーステナイト、および１０％以下のベイナイトの微細構造を含み、
   前記焼戻しステップ後に得られた前記高強度鋼が、０．１重量％から０．５重量％の炭化物粒子を含み、前記炭化物粒子が、ＶおよびＭｏの複合炭化物の粒子を含み、前記炭化物粒子が、１ｎｍから３０ｎｍの平均粒子径を有し、
   前記焼戻しステップ後に得られた前記高強度鋼が、１４００ＭＰａ以上の降伏強度、１８００ＭＰａ以上の引張強度、および３８％以上の引張試験片の面積の減少を有する方法。
2. 前記オーステナイト化ステップが、前記高強度鋼を１分から３０分間Ａｃ３＋３０°Ｃから９１０°Ｃに加熱するステップを含む、請求項１に記載の方法。
3. 前記炭化物析出ステップが、前記高強度鋼を５分から６０分間Ａｒ３＋１０°Ｃから８５０°Ｃに冷却し、次いで１００°Ｃ以下にさらに冷却するステップを含む、請求項１に記載の方法。
4. 前記オーステナイト化ステップ前に前記高強度鋼を予備成形品に成形するステップをさらに含む、請求項１に記載の方法。
5. 前記炭化物粒子が窒素をさらに含む、請求項１に記載の方法。
6. 前記炭化物粒子が、１ｎｍから１５ｎｍの平均粒子径を有する、請求項１に記載の方法。
7. 前記焼戻しステップ後に得られた前記高強度鋼が、１５５０ＭＰａ以上の降伏強度、１９００ＭＰａ以上の引張強度、および４５％以上の引張試験片の面積の減少を有する、請求項１に記載の方法。

Images