JPH03215623A - 強靭な高強度鋼の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 ［産業上の利用分野］ 本発明は，ベイナイトと残留オーステナイトを主相とす
る複合組織を有する，熱処理特性の安定した強靭な熱処
理鋼の製造方法に関するものである。

〔従来の技術〕

高い硬度が要求される機械構造用部品等に適用される鋼
材料としては，従来より高炭素鋼の焼入調帯や，ベイナ
イ｝１１帯が多く使用されてきた。

しかしこれらは概して靭性には乏しく，延性や耐衝撃性
の要求される部材に対して使用する場合には著しく条件
が制約されたり．場合によっては靭性の欠如を部材の寸
法の増加で補うために重量の増加を来していることが少
なくなかった。

かような従来の調帯が靭性に乏しいのは．金属組織がマ
ルテンサイトやヘイナイトを主体とする組織であること
が原因である。これを解決する有効な手段が同一出願人
に係る特公昭５Ｂ−４２２４６号公報に提案された。す
なわち．ヘイナイトと残留オーステナイトの混合組織に
することによって高強度を保ちながら著しく延性を改善
するのでありこの方法によれば，引張強さ　（以下ＴＳ
と記す）が１２０ｋｇｆ／ｍｍ２級の場合，従来のベイ
ナイトａの全伸びが約１０％程度であるのに対して．約
３０％の全伸びが得られるものであり，産業上有用な発
明である。

〔発明が解決しようとする問題点〕 前記特公昭５８−４２２４６号公報に記載の発明によれ
ば，ヘイナイト変態の速度がかなり速いために良好な延
性を得るためにはかなり厳密な時間管理を必要とする。

例えば，該発明が規定する化学成分の鋼を４２０℃で恒
温保持してベイナイト変態させた場合，保持時間３分で
はＴＳと伸びは共に良好であるが，保持時間３０分では
伸びが３分の１程度に低下してしまう。したがって，大
量の部品を熱処理する場合，部材寸法が大きい場合には
上述した方法では安定した特性を有する鋼板を製造する
ことは困難である。

また，特公昭５Ｂ−４２２４６号公報の化学成分の鋼帯
で１６０ｋｇｆ／ｍｍ”以上のＴＳを得ようとする場合
には炭素量を成分範囲のうち上限近くまで高めなくては
ならないが，その場合．熱延板を軟化焼鈍する際に黒鉛
化を来たしやすいという問題があった。

これは，この綱の成分系の性質上Ｓｉを多量に含むこと
とも関係している。したがって，この黒鉛化の問題から
１６０ｋｇｆ／ｍｍ”級のＴＳを得ることは著しく困難
であった。

本発明は．このように問題点を解決することを目的とし
たものであり，ＴＳが１２０〜１６０ｋｇｆ／ｍｍ”級
で延性と靭性の良好なヘイナイトと残留オーステナイト
の混合組織を存する鋼の製造方法を提供せんとするもの
である。

〔問題点を解決するための手段〕

本発明は，Ｃ：０．４〜１．２重量％，Ｓｉ：１．２〜
３．０重量％．　　Ｍｎ：０．３　〜１．０重量％，Ｃ
ｒ：０．２〜１．５重量％，残部Ｆｅおよび不可避的不
純物元素からなる鋼，或いはこれにＭｏ　：　Ｑ．０５
　〜０．５重量％，Ｖ：０．０５〜０．５重量％，Ｎｂ
：０．０１〜０．５重量％のいずれか１種または２種以
上を添加した鋼を，Ａｃ３以上の温変に加熱して完全に
オーステナイト化したのちにＴＴＴ線図のノーズを通過
する速度よりも大きい冷却速度で３５０〜４５０℃の範
囲の温度まで冷却しこの温度域に１０〜６０分間恒温保
持した後に室温まで空冷または空冷以上の冷却速度で冷
却することを特徴とするものであり，これによってベイ
ナイトと残留オーステナイトを主相とする複合組織を有
する強靭な高強度鋼を製造するものである。

〔本発明の主たる作用〕

本発明は，前記特公昭５８−４２２４６号公報に記載さ
れている鋼成分系に比べてＣｒ．さらにはＭｏ，Ｖまた
はＮｂを適量配合した点に大きな特徴があり，Ｃ量も多
量に含有させるものである。これら合金元素の作用効果
については後に詳述するが，要するところ．該公報記載
の方法では強度向上の障害となっていた黒鉛化の問題が
これらＣｒ，Ｍｏ．ＶＮｂ等を適量添加することによっ
て払拭することができ，かつヘイナイト変態処理時に適
切な残留オーステナイトを生成するための時間領域を長
くすることが可能となって，ＴＳが１２０〜１６０ｋｇ
ｆ／ｍｍ２級でも延性と靭性のバランスが非常に良好な
高強度綱が製造できる。

〔発明の詳述〕

本発明による複合組ｍ鋼の製造法は，熱延板の軟化焼鈍
時に黒鉛化を生ずる危険性が少なく，かつ恒温保持処理
において優れた強度−延性ハランスが得られる保持時間
範囲を広くとれるように改善した点に特徴がある。すな
わち，高Ｃ−Ｓｉ−Ｍｎ鋼にＣ　ｒ　＋　Ｍ　ｏ　＋　
Ｖ　＋　Ｎ　ｂ等を適量添加することによって黒鉛化抵
抗を向上させ，さらにベイナイト変態の速度を遅延させ
る点が骨子である。これによれば，熱延板の軟化焼鈍時
の黒鉛化も起こりにくく安定してヘイナイトと残留オー
ステナイトの混合組織を得ることができ．残留オーステ
ナイトのＴＲＩＰ現象（変態誘起望性：　Ｔｒａｎｓｆ
ｏｒ＋ｎａｔｉｏｎ　Ｉｎｄｕｃｅｄ−Ｐｌａｓｔｉｃ
ｉｔｙ）によってＴＳが１２０ｋｇｆ／ｍｓ”から１６
０ｋｇｆ／ｍｍ”級の鋼でもＥＬ（伸び）が２５〜４０
％の著しく良好な強度一延性バランスが得られる。

すなわち，本発明法による高強度鋼が非常に優れた強靭
性を示すのは残留オーステナイトのｔｇ　ＴＲＩＰ現象
によるものであり，ヘイナイト変態を起こさせることに
よって残留オーステナイトを得ることができるのは次の
ように説明することができる。Ｓｉを多量に含む炭素鋼
をヘイナイト変態させた場合．Ｓｉが炭化物の生成を抑
制する効果を有するために未変態オーステナイト中にヘ
イナイＩ・中の炭素原子が排出され．このために未変態
オーステナイト中の炭素濃度が上昇し，マルテンサイト
変態点（Ｍｓ点）が室温以下に低下して鋼を室温まで冷
却してもマルテンサイトは生成せず，ヘイナイトと残留
オーステナイトの混合組織が得られることになる。Ｓｉ
を含まない鋼ではへイナイト変態の進行と同時に炭化物
の析出を伴うので未変態オーステナイト中への炭素原子
の濃縮は不充分で，残留オーステナイトとベイナイトの
混合組織を得ることができない。

また．単純にＣ−Ｓｉ−Ｍｎだけの化学成分からなる鋼
では，残留オーステナイトとへイナイトの混合組織を得
ることはできるが，ヘイナイト変態の速度が速いために
適切な残留オーステナイト量に制御することが難しい。

したがって．適切な残留オーステナイト量を得るために
はへイナイト変態を抑制しかつ延性に対して有効な残留
オーステナイトを生成するような適切なその他の合金元
素を添加しなければならない。一方，Ｓｉは黒鉛化を助
長する元素であり．多量の炭素を含有する綱の場合には
軟化焼鈍時などに黒鉛化を生ずる危険性が大きいので，
これを抑制するために黒鉛化抑止力の大きい元素を添加
しな《ではならない。ただし，黒鉛化抑止元素はへイナ
イト組織の靭性を阻害するものであってはならない。

本発明者等はこれらの点に関する基礎的かつ広範な研究
の結果，Ｃ−Ｓｉ−Ｍｎに加えてＣｒ，Ｍｏ，Ｖ，Ｎｂ
等を適量添加した鋼を用いれば．黒鉛化抵抗を向上させ
ることができ，かつヘイナイト変態処理時に適切な残留
オーステナイトを生成する時間領域が非常に長くなり，
その強度一延性バランスが非常に優れた複合組織鋼が製
造できることがわかった。

以下に，各合金元素の作用と添加量範囲について個別に
説明する。

Ｃはオーステナイト安定化元素であり，ベイナイト変態
に不可欠な元素である。その添加量は最終的に生成する
残留オーステナイト量に大きく影響し，Ｃ添加量が０．
４％以下では強度一延性バランスの高い鋼を製造するに
は不充分である。またＣ量が１．２％以上では生成する
残留オーステナイト量が多すぎてかえって強度一延性ハ
ランスに弊害をもたらす。したがって，適切な残留オー
ステナイト量を得るためには，Ｃ量は０．４〜１．２％
の範囲にする必要がある。なお，本発明では特公昭５８
４２２４６号公報の場合よりもＣ量を高城まで含有させ
ることができる。

Ｓｉは，炭化物の生成を抑制する元素でありＣ濃度の高
い安定な残留オーステナイトを得るために不可欠な元素
である。Ｓｉ量が１．２％未満では上記の効果は希薄で
あり，反対にＳｔ量が３．０％を超えるとベイナイト変
態が著しく抑制されるばかりでなく，熱間圧延一冷間圧
延等の製造性が悪《なる。したがって．Ｓｉ量は１．２
〜３．０％の領域に限定される。

Ｍｎはオーステナイト安定化元素であり，焼入性を向上
させることによってパーライト等の生成を抑制する。し
かし，Ｍｎ量が０．３％未満では焼入性が不充分で，鋼
の板厚が厚い場合には中心部の冷却速度が遅いためにパ
ーライトなどを生成するために充分な残留オーステナイ
トが得られなくなる。またＭｎ量が１．０％を超えると
ヘイナイト変態の速度が遅《なってやはり充分な残留オ
ーステナイトを得られなくなるのでＭｎ量は０．３〜１
．０％に限定する。

Ｃｒは，熱延板の軟化焼鈍中に起こる黒鉛化を抑制する
ために必要な元素であり．またベイナイト変態を遅らせ
て残留オーステナイトの得られる領域を広げる効果を有
する元素である。Ｃｒ量は黒鉛化を防止するためには最
低０．２％は必要であるが，１．５％を超えて添加して
も黒鉛化の抑止にはそれ以上の効果は望めないばがりが
，軟化焼鈍時のセメンタイトの球状化を困難にし、ベイ
ナイト自体の靭性を劣化させる傾向があるためにＣｒ量
は０．２〜１．５％に限定する。

Ｍｏおよび■は．ヘイナイトの変態の形態を大きく変え
る元素であり．適量添加することによってヘイナイト組
織を微細化し，ＴＳと靭性を高める効果を奏する。さら
に■にはオーステナイト域に加熱した場合のオーステナ
イト粒径を微細化する効果もあり，■を適量添加した場
合にベイナイト変態を促進することができる。Ｍｏは０
．０５％未満の添加量ではへイナイトの微細化効果は少
なく，また０．５％を超えて添加してもそれ以上の微細
化は望めず，かえって健全なベイナイトの生成に障害を
もたらすために０．０５〜０．５％に限定する必要があ
る。また，■は０．０５％未満の添加ではベイナイトの
微細化効果は少なく．また０．５０％を超えて添加して
もそれ以上の効果は望めないばかりが，Ｍｏの場合と同
じくかえって健全なベイナイトの生成に障害となるため
に０．０５〜０．５％に限定する必要がある。

Ｎｂはオーステナイト域に加熱した場合のオーステナイ
ト粒径を微細化する効果によりベイナイト変態を促進し
，かつ微細で靭性の高いヘイナイトを生成させる効果を
有する元素である。しがし添加量が０．０１％未満では
オーステナイト粒径を微細化する効果は少なく，ベイナ
イトの微細化には充分な効果を発揮しないし，０．５％
を超えて添加してもそれ以上の効果は望めないので０．
０１−０．５％に限定する。

本発明においては上記の成分を有する綱を熱間圧延，軟
化焼鈍．冷間圧延等を適宜施してヘイナイト変態処理に
供するものであるが．黒鉛化傾向を高めた本発明鋼の場
合，通常の工程で製造する限りにおいては，黒鉛化を生
ずる恐れは少ない。

またベイナイト変態処理の際には銅帯をＡｃ３点以上の
温度域に加熱して完全にオーステナイト化した後．ＴＴ
Ｔ線図のノーズを通過する速度よりも大きい冷却速度で
３５０〜４５０℃の範囲の温度まで冷却し，この温度域
に１０〜６０分間恒温保持した後に室温まで空冷または
空冷以上の冷却速度で冷却することが肝要である。ＴＴ
Ｔ線図のノーズを通遇する速度よりも大きい冷却速度と
は．オーステナイト単相の組織から３５０〜４５０℃の
温度域に焼入れする際に，フエライトやパーライトが生
成しない様な冷却速度のことである。本発明の化学成分
を有する鋼の場合では．　５０’Ｃ／ｓｅｃ以上の冷却
速度があればフエライトやパーライトが生成することは
ない。恒温処理温度を３５０〜４５０℃に限定するのは
次のような理由による。すなわち，３５０℃未満で生成
したヘナイナトは一般に下部へイナイトといわれる組織
で，それ以上の温度域で生成する上部ベイナイトに比較
すると硬さが高く，針状の形態を持った組磯である。本
発明の鋼が高い靭性を発揮するのは，残留オーステナイ
トが比較的柔らかいベイナイトと共存しているときであ
り．硬さの高い下部ベイナイトでは残留オーステナイト
の効果を充分に発揮できない。また４５０℃より高い温
度でベイナイト変態させた場合．生成するベイナイトの
形態は，それ以下の温度で生成したヘイナイトに比べて
．粗大でかつ残留オーステナイトの安定度も低く，高い
靭性を得ることができない。

したがって，恒温保持する温度は３５０〜４５０℃とす
ることが重要である。

また３５０〜４５０℃の温度域に保持する時間を１０〜
６０分とするのは，本発明による化学成分を有する鋼の
場合，ベイナイト変態率が約６０〜７０％の時に見られ
る非常に長い変態の停留時期で室温まで冷却すれば靭性
に優れた残留オーステナイトとへイナイトの混合組織が
製造できるという知見から導かれたものであって，ヘイ
ナイト変態率が約５５〜７５％，すなわち残留オーステ
ナイト量２５〜４５％に相当する保持時間が．本発明に
よる化学成分鋼の場合は１０〜６０分なのである．保持
時間が１０分より短いと，ヘイナイト変態が不充分なた
めに残留オーステナイトの安定度が低く，高い靭性を得
ることができないし．また６０分を超えるとベイナイト
変態が再び進行し始めるために残留オーステナイトが減
少し．高い靭性が得られなくなるので．３５０〜４５０
℃の温度域に保持する時間は１０〜６０分としなければ
ならない。なお３５０〜４５０℃温度域に保持した後に
室温まで冷却するに際しては１℃／ｓｅｃ以上の冷却速
度であれば組織変化を来すこともないので，空冷以上の
冷却速度であれば問題ない。

次に本発明の実施例について説明する。

［実施例］ 第１表に供試材の化学成分を示す。これらのうち，Ａ，
Ｂ．Ｃ，Ｄ，Ｅ，Ｆ，Ｇ．Ｈ，Ｉは本発明鋼と比較する
ために使用した炭素鋼であり，Ｊ．Ｋ，Ｌ，Ｍ，Ｎ，０
は本発明で規定する成分範囲内の実施例鋼である。

第２表は実施した熱処理の条件を示したものである。

第３表は，第１表の供試材に．第２表に表示の階の熱処
理を施した場合に 得られた機械的性質 と残留オーステナイ ト量を示したものである。

表３の結果から次のことが明らかである。

Ａ２はＣ．Ｓｉ，Ｍｎ以外の元素を添加しない成分鋼で
あるが，黒鉛化抵抗が小さいので軟化焼鈍時に黒鉛化を
起こしてしまい．このために強度が低い。

Ｂ１とＢ２は炭素量が過少であるため強度が低く，他方
Ｃｌ．Ｃ２．Ｃ３は炭素量が過多であるために残留オー
ステナイト量が多すぎ，強度は高いが靭性が低い。

Ｄ２はＳｉ量が過少であるためにヘイナイト変態が速く
，３０分間恒温保持すると残留オーステナイトは存在し
ないので靭性が低い。

Ｅ２はＭｎ量が過多であるためにヘイナイト変態が遅く
なりすぎ．またヘイナイトの形態も粗大なものとなり．
靭性が低い。

Ｆ２はＣｒ量が過多であるためにヘイナイト自身の靭性
が低下し．ｆＴＩ性が低い。またＧ２はＣｒ量が過少で
ありヘイナイト変態が速いために３０分の恒温保持する
と残留オーステナイトが減少してしまうために靭性が低
い。

Ｈ２はＶ量が過多であるため５健全なヘイナイト組織が
生成せず．靭性が低い。

■鋼はＭｏ量が過多であるため，健全なベイナイト組織
が生成せず．靭性が低い。

これに対して，本発明で規定する化学成分範囲のＪ，Ｋ
，Ｌ，Ｍ，Ｎ　　Ｏ鋼の場合には，本発明による熱処理
条件によれば，Ｊ２．Ｋｌ〜５．　　Ｌ２，Ｍ２，Ｎ２
．０２のいずれも，強度，″ｆＪＪ性ともに高い。また
，Ｍｏ，Ｖ，Ｎｂを添加した鋼であるＫ，Ｌ，Ｍ綱は伸
びは２５％以上を保ちなからＪ鋼と比べてＴＳが高くな
っており，　Ｍｏ，Ｖ，Ｎｂの添加によって伸びを犠牲
にすることがな＜ＴＳが向上している。

しかし，本発明による化学成分のＪ，Ｋ，Ｌ，Ｍ，Ｎ．
Ｏの場合でも．熱処理条件が本発明の範囲から外れてい
ると，Ｊ６，Ｊ７，Ｊ８，Ｊ９Ｋ６，Ｌ６，Ｍ６，Ｎ６
．０６に示されるようにいずれも靭性が低くなる。

以上の実施例から明らかなように，本発明によればＴＳ
カ月２０〜１６０ｋｇｆ／ｍｍ”で伸びが２５％以上の
熱処理特性の安定した強靭な高強度綱が製造できる。

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. （１）Ｃ：０．４〜１．２重量％、Ｓｉ：１．２〜３．
   ０重量％、Ｍｎ：０．３〜１．０重量％、Ｃｒ：０．２
   〜１．５重量％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物元素か
   らなる鋼を、Ａｃ＿３以上の温度に加熱して完全にオー
   ステナイト化したのちにＴＴＴ線図のノーズを通過する
   速度よりも大きい冷却速度で３５０〜４５０℃の範囲の
   温度まで冷却し、この温度域に１０〜６０分間恒温保持
   した後に室温まで空冷または空冷以上の冷却速度で冷却
   することからなるベイナイトと残留オーステナイトを主
   相とする複合組織を有する強靭な高強度鋼の製造方法。
2. （２）Ｃ：０．４〜１．２重量％、Ｓｉ：１．２〜３．
   ０重量％、Ｍｎ：０．３〜１．０重量％、Ｃｒ：０．２
   〜１．５重量％を含有したうえ、さらにＭｏ：０．０５
   〜０．５重量％、Ｖ：０．０５〜０．５重量％、Ｎｂ：
   ０．０１〜０．５重量％のいずれか１種または２種以上
   を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物元素からな
   る鋼を、Ａｃ＿３以上の温度に加熱して完全にオーステ
   ナイト化したのちにＴＴＴ線図のノーズを通過する速度
   よりも大きい冷却速度で３５０〜４５０℃の範囲の温度
   まで冷却し、この温度域に１０〜６０分間恒温保持した
   後に室温まで空冷または空冷以上の冷却速度で冷却する
   ことからなる、ベイナイトと残留オーステナイトを主相
   とする複合組織を有する強靭な高強度鋼の製造方法。