JP7230415B2 - 鋼材およびその製造方法 - Google Patents

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Description

本発明は、鋼材およびその製造方法に関する。
鋼の組織が微細になるほど、強度、延性および靱性のいずれもが向上することが知られている。例えば、軟質な素地組織中に硬質なマルテンサイトが分散した複層組織鋼において、マルテンサイトを微細に多数分散させた鋼は、同じマルテンサイト体積率でマルテンサイトが粗大化・連結した鋼と比較して、優れた延性および靭性を有する。
また、組織中に残留オーステナイトを含有させると、歪導入時にオーステナイトが歪誘起によるマルテンサイト変態を起こす。そのため、組織中に残留オーステナイトを含む鋼では、延性に優れるとともに高い強度が得られ、強度-延性バランスに優れる結果となる。
強度-延性バランスに優れた材料として、DP鋼または残留オーステナイト鋼が知られている。例えば、特許文献1には、引張強度が590MPa以上、降伏比が0.65以上で、かつヤング率が225GPa以上である剛性に優れた高強度薄鋼板が開示されている。
また、特許文献2には、自動車用、家電用及び機械構造用等に用いられる冷延鋼板について、プレス加工による歪の導入がなくても、低歪域での吸収エネルギーが大きく、耐衝突特性に優れる高強度冷延鋼板が開示されている。さらに、特許文献3には、伸びと伸びフランジ性に優れ、高降伏比を有する高強度冷延鋼板が開示されている。
特開2007-92131号公報 特開2008-231480号公報 特開2015-34326号公報
しかしながら、特許文献1~3に記載の鋼においては、組織制御のため組成を厳しく制限する必要が生じるという問題がある。そのため、化学組成の自由度が低く、製造コストが上昇する懸念がある。
また、特許文献1~3に記載の鋼は、延性確保の観点から軟質なフェライトを含む。そのため、上記の鋼は成形性には優れるものの、低歪み域での変形抵抗が小さく、例えば、自動車の衝撃吸収部材として用いた場合には、衝突(変形)初期のエネルギー吸収能が劣るという問題がある。また、軟質なフェライト層と硬質なマルテンサイト層との界面にボイドが発生し易く、局部変形能の面でも問題があった。
本発明は、上記の問題点を解決するためになされたものであり、高い強度を有しかつ高降伏比の鋼材を提供することを目的とする。
本発明は、下記の鋼材およびその製造方法を要旨とする。
(1)化学組成が、質量%で、
C:1.00%以下、
Si:3.00%以下、
Mn:0.2~7.0%、
P:0.10%以下、
S:0.030%以下、
Al:3.00%以下、
N:0.010%以下、
Ni:0~10.0%、
Cu:0~3.0%、
Cr:0~10.0%、
Ti:0~1.0%、
Nb:0~1.0%、
V:0~1.0%、
Mo:0~2.0%、
W:0~1.0%、
B:0~0.01%、
Co:0~1.0%、
Ca:0~0.01%、
Mg:0~0.01%、
REM:0~0.01%、
残部:Feおよび不純物であり、
下記(i)式で定義されるCeqが0.10~1.00であり、
金属組織が、体積%で、
マルテンサイト:5.0~40.0%、を含み、かつ、
マルテンサイト、焼戻しマルテンサイトおよび焼戻しベイナイトの合計体積率が90.0%以上であり、
マルテンサイトの平均結晶粒径が4.0μm以下であり、かつ、平均アスペクト比が3.0以上である、
鋼材。
Ceq=C+1/24Si+1/6Mn+1/40Ni+1/5Cr+1/4Mo+1/14V ・・・(i)
但し、式中の各元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量(質量%)を表す。
(2)前記化学組成が、質量%で、
Ni:0.1~10.0%、
Cu:0.3~3.0%、および
Cr:0.1~10.0%、
から選択される1種以上を含有する、
上記(1)に記載の鋼材。
(3)前記化学組成が、質量%で、
Ti:0.01~1.0%、
Nb:0.01~1.0%、
V:0.01~1.0%、
Mo:0.05~2.0%、
W:0.05~1.0%、
B:0.0003~0.01%、および
Co:0.05~1.0%、
から選択される1種以上を含有する、
上記(1)または(2)に記載の鋼材。
(4)前記化学組成が、質量%で、
Ca:0.0001~0.01%、
Mg:0.0001~0.01%、および
REM:0.0001~0.01%、
から選択される1種以上を含有する、
上記(1)から(3)までのいずれかに記載の鋼材。
(5)上記(1)から(4)までのいずれかに記載の化学組成を有し、
マルテンサイトおよび/またはベイナイト、または冷間加工されたマルテンサイトおよび/またはベイナイトを主体とする金属組織を有する鋼素材を、
500℃/s以上の平均昇温速度でAc点以上、かつ、(Ac点+Ac点)/2未満の範囲の温度域まで加熱した後、5s以内に冷却を開始し、前記温度域から500℃までの平均冷却速度が100℃/s以上となるように、300℃以下の温度まで冷却する、
鋼材の製造方法。
本発明によれば、高い強度を有しかつ高降伏比の鋼材を得ることが可能になる。
本発明者らは、高い強度を有しかつ高降伏比の鋼材を得るための方法について鋭意検討を行った結果、以下の知見を得るに至った。
(a)高い強度と高い降伏比とを両立するためには、焼戻しマルテンサイトおよび/または焼戻しベイナイトと超微細なマルテンサイトとの混合組織を主体とする金属組織とするのがよく、鋼材の強度を優先する場合には、特にマルテンサイトを一定量以上確保する必要がある。
(b)鋼素材を超急速加熱し、一気にフェライト/オーステナイト2相域の低温側まで加熱することで、高温において金属組織の一部に超微細オーステナイト粒と、超微細かつアスペクト比の大きいオーステナイト粒が生成される。そして、その状態から直ちに急冷することで、超微細マルテンサイトと、超微細かつアスペクト比の大きいマルテンサイトとが得られる。このように生成した超微細かつアスペクト比の高いマルテンサイトには、大きなひずみが付与されているため、強度が高くなる。
(c)超急速加熱を行う前の鋼素材の組織の違いによって、加熱後の微細度合が大きく変わる。鋼素材には金属組織中にオーステナイトの核生成サイトが多数存在するものを用いるのが望ましい。そのため、マルテンサイトおよび/またはベイナイト、または冷間加工されたマルテンサイトおよび/またはベイナイトを主体とする金属組織を有する鋼素材を用いることが望ましい。
(d)超急速加熱後の未変態の領域、すなわち、マルテンサイトおよび/またはベイナイト、または冷間加工されたマルテンサイトおよび/またはベイナイトが残存した領域は、高温で短時間の焼戻しを受け、極めて微細な炭化物が分散した焼戻しマルテンサイトおよび/または焼戻しベイナイトとなる。
(e)本発明例記載の極めて速い昇温速度で加熱を行った場合、比較例記載の緩やかな昇温速度で加熱を行った場合に比べ、オーステナイトへの変態完了温度(Ac点)が相対的に上昇するため、高温域で短時間のうちに鋼素材のマルテンサイトを焼戻すことができる。
(f)生成した超微細オーステナイト粒は、高温状態では粒界の移動により粗大な粒に成長しやすい。そのため、超急速加熱後は直ちに急冷することによって、超微細組織を維持したまま室温まで冷却する。
(g)超微細オーステナイト粒の成長粗大化を防止するため、変態温度を低くすることも有効である。粒界の移動は原子の拡散によるものであるため、温度を下げて拡散速度を小さくすれば、微細な粒のまま維持することが可能になる。
(h)Mn等の含有量を調整することによって、鋼素材の変態温度を低下させることが可能になる。
本発明は上記知見に基づいてなされたものである。以下、本発明の各要件について詳しく説明する。
(A)化学組成
各元素の限定理由は下記のとおりである。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。
C:1.00%以下
Cは鋼材の強度を向上させる元素である。C含有量は鋼材に要求される特性に応じて選定されるが、1.00%を超えるとMf点が低下しすぎて、加熱中に生じたオーステナイトの一部または全部が冷却中に変態せずに、必要量のマルテンサイトが得られず、十分な強度が得られなくなる。そのため、C含有量は1.00%以下とする。C含有量は0.50%以下であるのが好ましく、0.35%以下であるのがより好ましい。上記の効果を得るためには、C含有量は0.03%以上であるのが好ましい。
Si:3.00%以下
Siはフェライト相へ分配される元素であって、超微細オーステナイト組織の成長粗大化を抑制するには、脱酸のために通常含有される量より多く含有させる必要がある。しかしながら、その含有量が3.00%を超えると、熱間加工性が劣化して圧延時に割れやすくなる。そのため、Si含有量は3.00%以下とする。Si含有量は2.50%以下であるのが好ましい。上記の効果を得るためには、Si含有量は0.01%以上であるのが好ましく、0.03%以上であるのがより好ましい。
Mn:0.2~7.0%
MnはA変態点を低下させてオーステナイト生成温度域を低くすることによって、オーステナイト相の成長粗大化速度を低下させるのに有効な元素である。また、Mnはオーステナイト相へ分配される元素である。さらに、残留オーステナイトを活用したい場合には有効な元素となる。超微細オーステナイト組織の成長粗大化を抑制するためには、0.2%以上含有させる必要がある。一方、Mn含有量が7.0%を超えると、Mf点が低下しすぎて、加熱中に生じたオーステナイトの一部または全部が冷却中に変態せずに、必要量のマルテンサイトが得られず、十分な強度が得られなくなる。そのため、Mn含有量は0.2~7.0%とする。Mn含有量は5.0%以下であるのが好ましく、3.0%以下であるのがより好ましい。
P:0.10%以下
Pは、一般に不純物として含有される元素であるが、固溶強化により強度を高める効果を有する元素でもある。したがって、Pを積極的に含有させてもよい。しかし、Pは偏析し易い元素であり、その含有量が0.10%を超えると、粒界偏析に起因する成形性および靭性の低下が顕著となる。したがって、P含有量は0.10%以下とする。P含有量は0.050%以下であるのが好ましく、0.030%以下であるのがより好ましく、0.020%以下であるのがさらに好ましい。P含有量の下限は特に規定する必要はないが、上記の効果を得たい場合には、0.001%以上とすることが好ましい。
S:0.030%以下
Sは、不純物として含有される元素であり、鋼中に硫化物系介在物を形成して鋼板の成形性を低下させる。S含有量が0.030%を超えると、成形性の低下が著しくなる。したがって、S含有量は0.030%以下とする。S含有量は0.010%以下であるのが好ましく、0.005%以下であるのがより好ましく、0.001%以下であるのがさらに好ましい。S含有量の下限は特に規定する必要はないが、精錬コストの上昇を抑制する観点からは0.0001%以上とすることが好ましい。
Al:3.00%以下
Alはフェライト相へ分配される元素であって、超微細オーステナイト組織の成長粗大化を抑制するには、脱酸のために通常含有される量より多く含有させる必要がある。しかしながら、その含有量が3.00%を超えると、熱間加工性が劣化して圧延時に割れやすくなる。そのため、Al含有量は3.00%以下とする。Al含有量は2.50%以下であるのが好ましく、2.00%以下であるのがより好ましい。上記の効果を得るためには、Al含有量は0.01%以上であるのが好ましく、0.03%以上であるのがより好ましい。
N:0.010%以下
Nは、不純物として含有される元素であり、鋼板の成形性を低下させる作用を有する。N含有量が0.010%を超えると、成形性の低下が著しくなる。したがって、N含有量は0.010%以下とする。N含有量は0.0080%以下であるのが好ましく、0.0070%以下であるのがより好ましい。N含有量の下限は特に規定する必要はないが、後述するようにTi、NbおよびVの1種以上を含有させて鋼組織の微細化を図る場合を考慮すると、炭窒化物の析出を促進させるためにN含有量は、0.0010%以上とすることが好ましく、0.0020%以上とすることがより好ましい。
本発明に係る鋼材には、上記の元素に加えてさらに、下記に示す量のNi、Cu、Cr、Ti、Nb、V、Mo、W、B、Co、Ca、MgおよびREMから選択される1種以上の元素を含有させてもよい。
Ni:0~10.0%
NiはA変態点を低下させてオーステナイト生成温度域を低くすることによって、オーステナイト相の成長粗大化速度を低下させるのに有効な元素である。また、Niはオーステナイト相へ分配される元素である。そのため必要に応じてNiを含有させてもよい。しかしながら、Ni含有量が10.0%を超えると、粒成長の抑制効果が飽和してくる。したがって、Ni含有量は10.0%以下とする。Ni含有量は5.0%以下であるのが好ましい。上記の効果を得るためには、Ni含有量は0.1%以上とするのが好ましい。
Cu:0~3.0%
CuはA変態点を低下させてオーステナイト生成温度域を低くすることによって、オーステナイト相の成長粗大化速度を低下させるのに有効な元素である。また、Cuはオーステナイト相へ分配される元素である。そのため必要に応じてCuを含有させてもよい。しかしながら、Cu含有量が3.0%を超えると、加工性が劣化して圧延時に割れやすくなる。したがって、Cu含有量は3.0%以下とする。Cu含有量は2.5%以下であるのが好ましい。上記の効果を得るためには、Cu含有量は0.3%以上とするのが好ましい。
Cr:0~10.0%
Crはオーステナイト相へ分配される元素であり、超微細オーステナイト組織の成長粗大化を抑制するのに有効な元素である。そのため必要に応じてCrを含有させてもよい。しかしながら、Cr含有量が10.0%を超えると、強度と延性または強度と靱性とのアンバランスが生じる。したがって、Cr含有量は10.0%以下とする。Cr含有量は8.0%以下であるのが好ましい。上記の効果を得るためには、Cr含有量は0.1%以上とするのが好ましい。
Ti:0~1.0%
Tiはフェライト相へ分配され、かつ、拡散の遅い元素であり、超微細オーステナイト組織の成長粗大化を抑制するのに有効な元素である。そのため必要に応じてTiを含有させてもよい。しかしながら、Ti含有量が1.0%を超えると、鋼が脆化してくる。したがって、Ti含有量は1.0%以下とする。Ti含有量は0.5%以下であるのが好ましい。上記の効果を得るためには、Ti含有量は0.01%以上とするのが好ましい。
Nb:0~1.0%
Nbはフェライト相へ分配され、かつ、拡散の遅い元素であり、超微細オーステナイト組織の成長粗大化を抑制するのに有効な元素である。そのため必要に応じてNbを含有させてもよい。しかしながら、Nb含有量が1.0%を超えると、鋼が脆化してくる。したがって、Nb含有量は1.0%以下とする。Nb含有量は0.5%以下であるのが好ましい。上記の効果を得るためには、Nb含有量は0.01%以上とするのが好ましい。
V:0~1.0%
Vはフェライト相へ分配される元素であり、超微細オーステナイト組織の成長粗大化を抑制するのに有効な元素である。そのため必要に応じてVを含有させてもよい。しかしながら、V含有量が1.0%を超えると、鋼が脆化してくる。したがって、V含有量は1.0%以下とする。V含有量は0.5%以下であるのが好ましい。上記の効果を得るためには、V含有量は0.01%以上とするのが好ましい。
Mo:0~2.0%
Moはフェライト相へ分配され、かつ、拡散の遅い元素であり、超微細オーステナイト組織の成長粗大化を抑制するのに有効な元素である。そのため必要に応じてMoを含有させてもよい。しかしながら、Mo含有量が2.0%を超えると、粒成長の抑制効果が飽和してくる。したがって、Mo含有量は2.0%以下とする。Mo含有量は1.0%以下であるのが好ましい。上記の効果を得るためには、Mo含有量は0.05%以上とするのが好ましい。
W:0~1.0%
Wはフェライト相へ分配され、かつ、拡散の遅い元素であり、超微細オーステナイト組織の成長粗大化を抑制するのに有効な元素である。そのため必要に応じてWを含有させてもよい。しかしながら、W含有量が1.0%を超えると、粒成長の抑制効果が飽和してくる。したがって、W含有量は1.0%以下とする。W含有量は0.5%以下であるのが好ましい。上記の効果を得るためには、W含有量は0.05%以上とするのが好ましい。
B:0~0.01%
Bは焼入れ性が向上する元素で、マルテンサイトを含む組織を得るには有効な元素である。そのため必要に応じてBを含有させてもよい。しかしながら、B含有量が0.01%を超えると、靱性が悪化する。したがって、B含有量は0.01%以下とする。B含有量は0.005%以下であるのが好ましい。上記の効果を得るためには、B含有量は0.0003%以上とするのが好ましい。
Co:0~1.0%
Coはフェライト相へ分配される元素であり、超微細オーステナイト組織の成長粗大化を抑制するのに有効な元素である。そのため必要に応じてCoを含有させてもよい。しかしながら、Co含有量が1.0%を超えると、粒成長の抑制効果が飽和してくる。したがって、Co含有量は1.0%以下とする。Co含有量は0.5%以下であるのが好ましい。上記の効果を得るためには、Co含有量は0.05%以上とするのが好ましい。
Ca:0~0.01%
Mg:0~0.01%
REM:0~0.01%
Ca、MgおよびREMは、オーステナイト粒成長を抑制するピン留め効果を有し、オーステナイト粒を微細化する効果を有する。そのため必要に応じてこれらの元素から選択される1種以上を含有させてもよい。しかしながら、これらの元素の含有量がそれぞれ0.01%を超えると、脆化して加工性が劣化する。したがって、各元素ともその含有量を0.01%以下とする。また、2種以上を複合的に含有させる場合、その合計含有量は0.03%であってもよい。上記の効果を得るためには、Ca、MgおよびREMから選択される1種以上を0.0001%以上含有させるのが好ましい。
ここで、REMは、Sc、Yおよびランタノイドの合計17元素を指し、前記REMの含有量はこれらの元素の合計含有量を意味する。
本発明に係る鋼材の化学組成において、残部はFeおよび不純物である。なお「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、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
Ceq:0.10~1.00
Ceqは炭素当量を意味し、下記(i)式で定義される。Ceqが0.10未満では、焼き入れを施してもマルテンサイト組織が得られない。一方、Ceqが1.00を超えると、靭性および延性が悪化するだけでなく、溶接を行う場合には溶接性および溶接部特性が劣化する。したがって、Ceqは0.10~1.00とする。Ceqは0.20以上であるのが好ましく、0.30以上であるのがより好ましい。
Ceq=C+1/24Si+1/6Mn+1/40Ni+1/5Cr+1/4Mo+1/14V ・・・(i)
但し、式中の各元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量(質量%)を表す。
(B)鋼材の金属組織
本発明に係る鋼材の金属組織は、マルテンサイトならびに焼戻しマルテンサイトおよび/または焼戻しベイナイトの複相組織が主体となる。具体的には、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイトおよび焼戻しベイナイトの合計体積率が90.0%以上である金属組織を有する。鋼材中には、残留オーステナイト、ベイナイト、フェライト、パーライト等の組織が混在する場合もあるが、これらの組織は合計体積率で10.0%未満であれば許容される。なお、以下の説明において、初期のマルテンサイトが焼戻しを受けた焼戻しマルテンサイトと区別するため、新たに析出したマルテンサイトを「新出マルテンサイト」ということがある。
本発明においては、フェライト/オーステナイト2相域の低温側での加熱を行うため、未変態の領域が多くなり、焼戻しマルテンサイトおよび/または焼戻しベイナイトの体積率を増加させることが可能となる。具体的には、新出マルテンサイトの体積率は5.0~40.0%とする。新出マルテンサイトの体積率を5.0%以上にすることで鋼材に必要な最低限の強度を確保することができるとともに、軟質な焼戻しマルテンサイトの量が一定量以上となるため、高い伸びを確保することができるようになる。
また、新出マルテンサイトの平均結晶粒径は、4.0μm以下である。鋼材の機械的性質は結晶粒径の微細化とともに向上し、特に、新出マルテンサイトの平均結晶粒径を4.0μm以下にすることにより、その向上効果が極めて顕著になる。なお、新出マルテンサイトの結晶粒径とは、マルテンサイトの旧オーステナイト粒径またはパケット粒径のいずれか特定できるものを指す。
上述したように、新出マルテンサイトは、相対的にアスペクト比の小さいマルテンサイトとアスペクト比の大きいマルテンサイトとの2種類に大別される。後者のマルテンサイトは、鋼素材を超急速加熱した際に、結晶粒内で形成したアスペクト比が大きいオーステナイトが、冷却されることにより生成する。
そのため、アスペクト比の大きいマルテンサイトは、アスペクト比の小さいマルテンサイトに比べて、大きなひずみが付与された状態となっている。それゆえに、アスペクト比の大きいマルテンサイトの割合を多くするほど、鋼材の強度が向上する。上記の効果を得るため、本発明に係る鋼材の金属組織においては、新出マルテンサイトの平均アスペクト比を、3.0以上とする。
本発明において、各組織の体積率、平均結晶粒径および平均アスペクト比は、以下の方法により測定するものとする。
まず、鋼材の圧延方向および板厚方向に平行な断面が観察面となるように、試料を採取する。そして、当該観察面を鏡面研磨し、ナイタール腐食液で腐食した後、走査電子顕微鏡(SEM)を用いて組織観察を行う。
上記観察面の板厚1/4深さ位置において、1000倍で300μm×300μmの範囲を撮影する。得られたミクロ組織写真を白黒の二値化処理を施してから画像解析を行い、マルテンサイトおよび残留オーステナイトを特定し、JIS G 0551(2013)規格に定める、「鋼-結晶粒度の顕微鏡試験方法」に基づく方法を用いて、それらの面積率の合計量を求める。
次に、同じ視野(写真)における焼戻しマルテンサイトまたは焼戻しベイナイトと判断される領域を特定する。新出マルテンサイト、フェライトおよびオーステナイトと焼戻しマルテンサイトおよび焼戻しベイナイトとは、炭化物析出の有無で判断する。また、パーライトおよびベイナイトと焼戻しマルテンサイトおよび焼戻しベイナイトとは、炭化物の形状および位置で判断する。そして、上記と同様に、画像処理において、特定された焼戻しマルテンサイトおよび焼戻しベイナイトの合計面積率を求める。
続いて、同じ試料のSEM観察を行った視野と同じ視野において、電子線後方散乱回折装置(EBSD)による結晶方位の測定および解析を行う。測定は30μm×30μm以上の領域を対象とし、0.05μm以下のステップで行うものとする。そして、解析結果からFCC相を特定し、上記と同様にJIS G 0551(2013)に基づき、その面積率を求め、残留オーステナイトの面積率とする。
さらに、以上の方法によって求めた各組織の面積率から体積率への換算は、線分法により行う。当該線分法は、例えば、Robert T. DeHoff、Frederik N. Rhines共編(Quantitative Microscopy、1968年)に記載される手法に基づく。
そして、上述のマルテンサイトおよび残留オーステナイトの合計体積率から残留オーステナイトの体積率を差し引くことにより、マルテンサイトの体積率を求める。さらに、その値と焼戻しマルテンサイトおよび焼戻しベイナイトの合計体積率を足し合わせることにより、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイトおよび焼戻しベイナイトの合計体積率を求める。
次に、同じ試料を用いて、当該観察面をナイタール腐食液で腐食した後、板厚1/4深さ位置において、SEMを用いて観察および撮影する。撮影した写真から、EBSD測定で残留オーステナイトと特定された部分を排除して画像処理することによって、新出マルテンサイトを特定する。そして、特定された新出マルテンサイトを画像解析により球状化近似して、その直径を求める。さらに、特定された新出マルテンサイトを画像解析により楕円近似し、長軸長さを短軸長さで割ることによって、そのアスペクト比を求める。そして、特定された全マルテンサイトの直径およびアスペクト比の平均値をそれぞれ算出することによって、平均結晶粒径および平均アスペクト比を求める。
なお、上述のように、新出マルテンサイトには、相対的にアスペクト比の小さいマルテンサイトとアスペクト比の大きいマルテンサイトとの2種類が含まれるが、平均結晶粒径および平均アスペクト比を求める際には、両者を合わせた全マルテンサイトの直径およびアスペクト比を平均することにより求める。また、上記の測定においては、円相当直径が0.3μm以上のマルテンサイトのみを対象とする。
(C)製造方法
本発明に係る鋼材は、上述の化学組成を有し、所定の金属組織を有する鋼素材に対して、加熱した後、直ちに冷却を開始する熱処理を施すことによって製造することが可能である。各条件について、以下に詳しく説明する。
<鋼素材>
熱処理を施す前の鋼素材としては、マルテンサイトおよび/またはベイナイト、または冷間加工されたマルテンサイトおよび/または冷間加工されたベイナイトを主体とする金属組織を有するものを用いる。その理由は以下のとおりである。
加熱時に微細なオーステナイトの結晶粒を多数分散させるためには、金属組織中に予め多数のオーステナイトの核生成サイトを得ておく必要がある。核生成サイトとなり得るのは、初期組織の結晶粒界、炭化物等の析出物と素地の結晶粒との界面などである。マルテンサイト組織およびベイナイト組織は、旧オーステナイト粒の中にパケット、ブロック、ラス等の下部組織を有し、それらの境界も核生成サイトとなり得る。したがって、マルテンサイト組織およびベイナイト組織は、フェライト/パーライト組織等と比較して、オーステナイトの核生成サイトが多く、加熱時に微細な組織が得られる。
また、マルテンサイト組織およびベイナイト組織に冷間加工を施すと、結晶粒がより微細になるため、さらに核生成サイトが増加し、金属組織中に細かく分散した状態となる。そのため、冷間加工されたマルテンサイトおよび/または冷間加工されたベイナイトを鋼素材として用いればより微細な組織が得られる。
マルテンサイトを加熱する場合には、フェライトがオーステナイトに変態するのに先立ち、マルテンサイトに固溶していたCが炭化物として析出する。炭化物もオーステナイトと同じく金属組織内の結晶界面等に優先的に析出する。前述のように析出した炭化物と素地組織との界面も有効な核生成サイトであることから、冷間加工されたマルテンサイト組織を出発組織とし、加熱過程で微細な炭化物が多数形成する過程を経てからオーステナイト変態が開始するように加熱することで、より多くの核生成サイトを得ることができる。
また、ベイナイトの場合は、加熱前に既に炭化物が析出した状態である。このベイナイトをさらに冷間加工することで、素地も微細になり、かつ炭化物も微細になる。前述のように析出した炭化物と素地組織との界面も有効な核生成サイトであることから、冷間加工されたベイナイト組織を出発組織とすることで、より多くの核生成サイトを得ることができる。
ここで、「マルテンサイトおよび/またはベイナイト、または冷間加工されたマルテンサイトおよび/またはベイナイトを主体」とするとは、マルテンサイト、オースフォームドマルテンサイト、ベイナイト、冷間加工されたマルテンサイトおよび冷間加工されたベイナイトの合計の体積率が95.0%以上である金属組織を意味する。鋼素材中には、フェライト、パーライト、残留オーステナイト等の組織が混在する場合もあるが、これらの組織は合計体積率で5.0%未満であれば許容される。
なお、鋼素材の製造方法については、金属組織が上記の組織を主体とするものである限り特に制限はなく、一般的な方法を用いれば良い。また、マルテンサイトおよび/またはベイナイトが主体の鋼素材に冷間加工を施す方法についても特に制限はなく、例えば、冷間圧延を行う場合、冷間加工度が20%以上となる条件とすることが望ましい。
<昇温工程>
前述の化学組成および金属組織を有する鋼素材を、まず500℃/s以上の平均昇温速度でAc点以上、かつ、(Ac点+Ac点)/2未満の範囲の温度域まで加熱する。上記の温度域まで加熱することで、金属組織の一部に微細なオーステナイトを生成させることができる。また、残存した初期のマルテンサイトおよびベイナイトは高温で短時間の焼戻しを受け、それぞれ極めて微細な炭化物が分散した焼戻しマルテンサイトおよび焼戻しベイナイトとなる。
また、本発明の好適態様によれば、フェライトからオーステナイトに変態する際に生成するオーステナイト粒が成長粗大化してしまわないように、超急速加熱することが重要である。そのため、上記の温度域までの平均昇温速度は、500℃/s以上とする。平均昇温速度は1000℃/s以上であるのが望ましく、5000℃/s以上であるのがより望ましい。平均昇温速度の上限については特に制限はないが、実用的な範囲として20000℃/s以下であることが望ましい。
なお、本発明において、Ac点は以下の方法により求める。同一の化学組成および金属組織を有する複数の試験片を用意し、所定の加熱速度で、種々の温度まで加熱後、保持時間を1s以内として、前記加熱温度から70℃まで1000℃/sの平均冷却速度で冷却する。そして、その後の試験片の硬度が、最高焼き入れ硬さとなる試験片に適用した加熱温度をAc点とする。また、Ac点は加熱時の熱膨張測定から求めても同様の結果が得られる。
<保持工程>
上記の条件で加熱した後、5s以内に冷却を開始する。上記の温度域での保持時間が5sを超えると、冷却途中で再結晶が始まり、超微細なマルテンサイトが得られないだけでなく、オーステナイト粒の一部がマルテンサイト以外の組織となってしまう。また、焼戻しマルテンサイト中の炭化物も粗大化されてしまう。上記保持時間は3s以下であるのが望ましく、1s以下であるのがより望ましい。
<冷却工程>
冷却工程では、Ac点以上、かつ、(Ac点+Ac点)/2未満の範囲の温度域から500℃までの平均冷却速度が100℃/s以上となるように、300℃以下の温度まで冷却する。冷却速度が100℃/s未満では再結晶が始まり、オーステナイト粒の一部がマルテンサイト以外の組織となってしまうため、100℃/s以上とする。
なお、冷却途中での再結晶を極力抑制するためには、上記昇温工程から上記冷却工程の間において、鋼素材が500℃以上の温度域に保持される時間を7s以内にすることが望ましい。
以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
表1に示す化学組成を有する180kgの鋼塊を高周波真空溶解炉にて溶製し、熱間鍛造により30mm厚さの鋼片にした。得られたスラブについて、熱間圧延試験機によって熱間圧延を施し、厚さ2mmの熱延鋼板とした。その後、主体となる金属組織が表2に示す組織になるように、種々の加熱処理を施した。表2に示す試験番号1、2、4、8、16、17、20~22、26、28、32、33、35および38については、上記の加熱処理後の熱延鋼板を鋼素材とした。また、それ以外の熱間鋼板については、さらに冷間圧延試験機にて冷間圧延を施し、厚さ1mmの冷延鋼板とし、鋼素材とした。
Figure 0007230415000001
Figure 0007230415000002
得られた鋼素材から、幅10mm、長さ50mm、および厚さ1mmの試験片を採取した。採取した各試験片に対して、表2に示す条件に従って熱処理を実施した。加熱は水をかけながら通電加熱により行い、通電加熱の電源遮断により直ちに室温まで冷却した。なお、表2には、各素材のAc点およびAc点を併せて示す。
熱処理前後の試験片の金属組織は、以下の方法により測定した。
まず、熱処理前後の試験片の圧延方向および板厚方向に平行な断面が観察面となるように、試料を採取した。そして、当該観察面を鏡面研磨し、ナイタール腐食液で腐食した後、SEMを用いて組織観察を行った。
上記観察面の板厚1/4深さ位置において、1000倍で300μm×300μmの範囲を撮影した。得られたミクロ組織写真を白黒の二値化処理を施してから画像解析を行い、JIS G 0551(2013)に基づきマルテンサイトおよび残留オーステナイトの面積率の合計量を求め、線分法により体積率に換算した。
次に、同じ視野(写真)における焼戻しマルテンサイトである領域を特定した。新出マルテンサイト、フェライトおよびオーステナイトと焼戻しマルテンサイトとは、炭化物析出の有無で判断した。また、パーライトおよびベイナイトと焼戻しマルテンサイトとは、炭化物の形状および位置で判断した。そして、画像処理において、JIS G 0551(2013)に基づき特定された焼戻しマルテンサイトの面積率を求め、線分法により体積率に換算した。
続いて、同じ試料のSEM観察を行った視野と同じ視野において、EBSDによる結晶方位の測定および解析を行った。測定は30μm×30μm以上の領域を対象とし、0.05μm以下のステップで行った。そして、解析結果からFCC相を特定し、JIS G 0551(2013)に基づきその面積率を求め、線分法により残留オーステナイトの体積率に換算した。
そして、上述のマルテンサイトおよび残留オーステナイトの合計体積率から残留オーステナイトの体積率を差し引くことにより、マルテンサイトの体積率を求めた。
次に、同じ試料を用いて、当該観察面をナイタール腐食液で腐食した後、板厚1/4深さ位置において、SEMを用いて観察および撮影した。撮影した写真から、EBSD測定で残留オーステナイトと特定された部分を排除して画像処理することによって、新出マルテンサイトを特定した。そして、特定された新出マルテンサイトを画像解析により球状化近似して、その直径を求めた。さらに、特定された新出マルテンサイトを画像解析により楕円近似し、長軸長さを短軸長さで割ることによって、そのアスペクト比を求めた。そして、特定された全マルテンサイトの直径およびアスペクト比の平均値をそれぞれ算出することによって、平均結晶粒径および平均アスペクト比を求めた。
これらの結果を表3に示す。
Figure 0007230415000003
さらに、これらの試験片について、引張試験に供し、機械的特性の測定を行った。
引張試験は、ASTM規格E8の規定に準拠して、インストロン社製引張試験機で実施した。上記試験片から、試験方向が圧延方向に平行になるように、ASTM規格E8のハーフサイズ板状試験片(平行部長さ:32mm、平行部板幅:6.25mm)を採取した。なお、本実施例で用いた通電加熱装置冷却装置では、長さ200mm程度のサンプルから得られる均熱部位は限られるため、ASTM規格E8のハーフサイズ板状試験片を採用することとした。
その結果を表4に示す。
Figure 0007230415000004
表4に示すように、本発明の規定を満足する試験番号1~24では、マルテンサイトの平均アスペクト比が3.0以上となるため、高い強度および降伏比が得られる。一方、本発明の規定を満足しない比較例の試験番号25~38では、引張強さが劣る結果となった。
本発明によれば、高い強度を有しかつ高降伏比の鋼材を得ることが可能になる。

Claims (5)

  1. 化学組成が、質量%で、
    C:0.35%以下、
    Si:2.50%以下、
    Mn:0.2~5.0%、
    P:0.10%以下、
    S:0.030%以下、
    Al:2.00%以下、
    N:0.010%以下、
    Ni:0~5.0%、
    Cu:0~2.5%、
    Cr:0~8.0%、
    Ti:0~0.5%、
    Nb:0~0.5%、
    V:0~0.5%、
    Mo:0~1.0%、
    W:0~0.5%、
    B:0~0.01%、
    Co:0~0.5%、
    Ca:0~0.01%、
    Mg:0~0.01%、
    REM:0~0.01%、
    残部:Feおよび不純物であり、
    下記(i)式で定義されるCeqが0.10~1.00であり、
    金属組織が、体積%で、
    マルテンサイト:5.0~40.0%、を含み、かつ、
    マルテンサイト、焼戻しマルテンサイトおよび焼戻しベイナイトの合計体積率が90.0%以上であり、
    マルテンサイトの平均結晶粒径が4.0μm以下であり、かつ、平均アスペクト比が3.0以上である、
    鋼材。
    Ceq=C+1/24Si+1/6Mn+1/40Ni+1/5Cr+1/4Mo+1/14V ・・・(i)
    但し、式中の各元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量(質量%)を表す。
  2. 前記化学組成が、質量%で、
    Ni:0.1~5.0%、
    Cu:0.3~2.5%、および
    Cr:0.1~8.0%、
    から選択される1種以上を含有する、
    請求項1に記載の鋼材。
  3. 前記化学組成が、質量%で、
    Ti:0.01~0.5%、
    Nb:0.01~0.5%、
    V:0.01~0.5%、
    Mo:0.05~1.0%、
    W:0.05~0.5%、
    B:0.0003~0.01%、および
    Co:0.05~0.5%、
    から選択される1種以上を含有する、
    請求項1または請求項2に記載の鋼材。
  4. 前記化学組成が、質量%で、
    Ca:0.0001~0.01%、
    Mg:0.0001~0.01%、および
    REM:0.0001~0.01%、
    から選択される1種以上を含有する、
    請求項1から請求項3までのいずれかに記載の鋼材。
  5. 請求項1から請求項4までのいずれかに記載の鋼材を製造する方法であって、
    請求項1から請求項4までのいずれかに記載の化学組成を有し、
    マルテンサイト、オースフォームドマルテンサイト、ベイナイト、冷間加工されたマルテンサイトおよび冷間加工されたベイナイトの合計の体積率が95.0%以上である金属組織を有する鋼素材を、
    500℃/s以上の平均昇温速度でAc点以上、かつ、(Ac点+Ac点)/2未満の範囲の温度域まで加熱した後、5s以内に冷却を開始し、前記温度域から500℃までの平均冷却速度が100℃/s以上となるように、300℃以下の温度まで冷却する、
    鋼材の製造方法。
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Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2005120397A (ja) 2003-10-14 2005-05-12 Kobe Steel Ltd 絞り特性に優れた高強度鍛造部品
JP2015503023A (ja) 2011-11-07 2015-01-29 ポスコ 温間プレス成形用鋼板、温間プレス成形部材、及びこれらの製造方法
JP2018090877A (ja) 2016-12-06 2018-06-14 株式会社神戸製鋼所 高強度鋼板およびその製造方法
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