JPWO2015182591A1 - 熱処理鋼材及びその製造方法 - Google Patents

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Abstract

本発明は、優れた靭性及び溶接性を得ながら２．０００ＧＰａ以上の強度を有する熱処理鋼材を提供する。熱処理鋼材は、質量％で、Ｃ：０．０５％〜０．３０％、Ｓｉ：０．５０％〜５．００％、Ｍｎ：２．０％〜１０．０％、Ｃｒ：０．０１％〜１．００％、Ｔｉ：０．０１０％〜０．１００％、Ｂ：０．００２０％〜０．０１００％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０５００％以下、Ｎ：０．０１００％以下、Ｎｉ：０％〜２．０％、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｖ：それぞれ０％〜１．０％、Ａｌ、Ｎｂ：それぞれ０％〜１．００％、残部：Ｆｅ及び不純物からなる化学組成を有し、Ｃ含有量を［Ｃ］、Ｓｉ含有量を［Ｓｉ］、Ｍｎ含有量を［Ｍｎ］と表したとき、「４６１２×［Ｃ］＋５１×［Ｓｉ］＋１０２×［Ｍｎ］＋６０５≧２０００」であり、９０体積％以上がマルテンサイトからなるミクロ組織を有し、マルテンサイト中の転位密度が１．２×１０１６ｍ−２以上である。

Description

本発明は、自動車等に用いられる熱処理鋼材及びその製造方法に関する。
自動車用鋼板には、燃費及び耐衝突特性の向上が要請されている。このため、自動車用鋼板の高強度化が図られている。しかし、一般的に、強度の向上に伴ってプレス成形性等の延性が低下するため、複雑な形状の部品を製造することが困難になる。例えば、延性の低下に伴って加工度が高い部位が破断したり、スプリングバック及び壁反りが大きくなって寸法精度が劣化したりする。したがって、高強度鋼板、特に、７８０ＭＰａ以上の引張強さを有する鋼板をプレス成形することによって部品を製造することは容易ではない。
高強度鋼板において高い成形性を得ることを目的としたホットスタンプ法とよばれる成形方法が特許文献１及び２に記載されている。ホットスタンプ法によれば、高強度鋼板を高い精度で成形することができ、ホットスタンプ法により得られる鋼材も高強度を有する。また、ホットスタンプ法により得られる鋼材のミクロ組織はほぼマルテンサイト単相であり、高強度の複相組織鋼板を冷間成形することにより得られる鋼材に比べて、局部変形能及び靭性に優れる。
一般に、自動車の衝突時の圧壊強度は材料強度に大きく依存する。このため、近年、例えば２．０００ＧＰａ以上の引張強度を有する鋼材の需要が高まっており、２．０ＧＰａ以上の引張強度を有する鋼材を得ることを目的とした方法が特許文献３に記載されている。
特許文献３に記載された方法によれば所期の目的を達成することができるものの、十分な靱性及び溶接性を得ることができない。特許文献４〜７に記載された鋼板等、他の従来の技術によっても、優れた靱性及び溶接性を得ながら２．０００ＧＰａ以上の引張強度を得ることはできない。
特開２００２−１０２９８０号公報 特開２０１２−１８０５９４号公報 特開２０１２−１８０２号公報 特表２０１１−５０５４９８号公報 特開２００６−１５２４２７号公報 国際公開第２０１３／１０５６３１号 特開２０１３−１０４０８１号公報
本発明は、優れた靱性及び溶接性を得ながら２．０００ＧＰａ以上の引張強度を得ることができる熱処理鋼材及びその製造方法を提供することを目的とする。
本発明者らは、上記課題を解決すべく鋭意検討を行った結果、詳細は後述するが、熱処理鋼材が適量のＣ、Ｓｉ及びＭｎを含む場合に優れた靱性及び溶接性を得ながら２．０００ＧＰａ以上の強度が得られることを見出した。
Ｃ含有量が高いほど、マルテンサイト中の転位密度が高く、旧オーステナイト粒内の下部組織（ラス、ブロック、パケット）が微細になっている。このことから、マルテンサイトの強度には、Ｃの固溶強化以外の要因も大きく寄与していると考えられる。マルテンサイト中に転位が生じる機構及び下部組織が微細になる機構は次のように推測される。オーステナイトからマルテンサイトへの変態には膨張が伴うため、マルテンサイト変態に伴って周囲の未変態オーステナイトにひずみ（変態ひずみ）が導入され、この変態ひずみを緩和すべく変態直後のマルテンサイトが補足変形する。このとき、Ｃによって強化されたオーステナイトにおける変態ひずみが大きいため、変態ひずみを低減するために微細なラス及びブロックが生成し、また、多くの転位を導入しながらマルテンサイトが補足変形する。このような機構で、マルテンサイト中の転位密度が高く、旧オーステナイト粒内の下部組織が微細になっていると推測される。
上記の推察に基づいて、本発明者らは、Ｃと同様に周囲の格子に圧縮ひずみを導入するＭｎを鋼板が含有する場合にも、焼入れに伴って転位密度が増加し、結晶粒が微細化し、引張強度が飛躍的に増加することを見出した。すなわち、マルテンサイトを主組織とする熱処理鋼材が所定量のＭｎを含有する場合、Ｍｎの固溶強化に加えて、転位強化及び結晶粒微細化強化による間接的な強化を享受し、所望の引張強度が得られることを見出した。そして、本発明者らにより、マルテンサイトを主組織とする熱処理鋼材においては、Ｍｎに上記間接的な強化を含めて１００ＭＰａ／質量％程度の強化能があることが明らかになった。
従来、マルテンサイトの強度は主にＣの固溶強化能に依存し、合金元素の影響は殆どないと考えられており（例えば、鉄鋼材料学：レスリー等、丸善（１９８５））、Ｍｎが熱処理鋼材の強度の向上に大きな影響を及ぼすことは知られていない。
そして、本願発明者らは、これらの知見に基づいて、以下に示す発明の諸態様に想到した。
（１）
質量％で、
Ｃ：０．０５％〜０．３０％、
Ｓｉ：０．５０％〜５．００％、
Ｍｎ：２．０％〜１０．０％、
Ｃｒ：０．０１％〜１．００％、
Ｔｉ：０．０１０％〜０．１００％、
Ｂ：０．００２０％〜０．０１００％、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｓ：０．０５００％以下、
Ｎ：０．０１００％以下、
Ｎｉ：０．０％〜２．０％、
Ｃｕ：０．０％〜１．０％、
Ｍｏ：０．０％〜１．０％、
Ｖ：０．０％〜１．０％、
Ａｌ：０．００％〜１．００％、
Ｎｂ：０．００％〜１．００％、
残部：Ｆｅ及び不純物、
で表される化学組成を有し、
Ｃ含有量（質量％）を［Ｃ］、Ｓｉ含有量（質量％）を［Ｓｉ］、Ｍｎ含有量（質量％）を［Ｍｎ］と表したとき、（式１）が成り立ち、
マルテンサイト：９０体積％以上、
で表されるミクロ組織を有し、
マルテンサイト中の転位密度が１．２×１０１６ｍ−２以上であり、
引張強度が２．０００ＧＰａ以上であることを特徴とする熱処理鋼材。
４６１２×［Ｃ］＋５１×［Ｓｉ］＋１０２×［Ｍｎ］＋６０５≧２０００ ・・・（式１）
（２）
前記化学組成において、
Ｎｉ：０．１％〜２．０％、
Ｃｕ：０．１％〜１．０％、
Ｍｏ：０．１％〜１．０％、
Ｖ：０．１％〜１．０％、
Ａｌ：０．０１％〜１．００％、若しくは
Ｎｂ：０．０１％〜１．００％、
又はこれらの任意の組み合わせが満たされることを特徴とする（１）に記載の熱処理鋼材。
（３）
鋼板を１０℃／ｓ以上の平均昇温速度でＡｃ３点以上（Ａｃ３点＋２００℃）以下の温度域に加熱する工程と、
次いで、前記鋼板を前記温度域からＭｓ点まで上部臨界冷却速度以上の速度で冷却する工程と、
次いで、前記鋼板をＭｓ点から１００℃まで５０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する工程と、
を有し、
前記鋼板は、
質量％で、
Ｃ：０．０５％〜０．３０％、
Ｓｉ：０．５０％〜５．００％、
Ｍｎ：２．０％〜１０．０％、
Ｃｒ：０．０１％〜１．００％、
Ｔｉ：０．０１０％〜０．１００％、
Ｂ：０．００２０％〜０．０１００％、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｓ：０．０５００％以下、
Ｎ：０．０１００％以下、
Ｎｉ：０．０％〜２．０％、
Ｃｕ：０．０％〜１．０％、
Ｍｏ：０．０％〜１．０％、
Ｖ：０．０％〜１．０％、
Ａｌ：０．００％〜１．００％、
Ｎｂ：０．００％〜１．００％、
残部：Ｆｅ及び不純物、
で表される化学組成を有し、
Ｃ含有量（質量％）を［Ｃ］、Ｓｉ含有量（質量％）を［Ｓｉ］、Ｍｎ含有量（質量％）を［Ｍｎ］と表したとき、（式１）が成り立つことを特徴とする熱処理鋼材の製造方法。
４６１２×［Ｃ］＋５１×［Ｓｉ］＋１０２×［Ｍｎ］＋６０５≧２０００ ・・・（式１）
（４）
前記化学組成において、
Ｎｉ：０．１％〜２．０％、
Ｃｕ：０．１％〜１．０％、
Ｍｏ：０．１％〜１．０％、
Ｖ：０．１％〜１．０％、
Ａｌ：０．０１％〜１．００％、若しくは
Ｎｂ：０．０１％〜１．００％、
又はこれらの任意の組み合わせが満たされることを特徴とする（３）に記載の熱処理鋼材の製造方法。
（５）
前記鋼板をＡｃ３点以上（Ａｃ３点＋２００℃）以下の温度域に加熱してから前記鋼板の温度がＭｓ点に達するまでの間に成形を行う工程を有することを特徴とする（３）又は（４）に記載の熱処理鋼材の製造方法。
本発明によれば、優れた靱性及び溶接性を得ながら２．０００ＧＰａ以上の強度を得ることができる。
以下、本発明の実施形態について説明する。本発明の実施形態に係る熱処理鋼材は、詳細は後述するが、所定の熱処理用の鋼板の焼入れを行うことにより製造される。従って、熱処理用の鋼板の焼入れ性及び焼入れの条件は熱処理鋼材に影響を及ぼす。
先ず、本発明の実施形態に係る熱処理鋼材及びその製造に用いる熱処理用の鋼板の化学組成について説明する。以下の説明において、熱処理鋼材及びその製造に用いられる鋼板に含まれる各元素の含有量の単位である「％」は、特に断りがない限り「質量％」を意味する。本実施形態に係る熱処理鋼材及びその製造に用いられる鋼板は、Ｃ：０．０５％〜０．３０％、Ｓｉ：０．５０％〜５．００％、Ｍｎ：２．０％〜１０．０％、Ｃｒ：０．０１％〜１．００％、Ｔｉ：０．０１０％〜０．１００％、Ｂ：０．００２０％〜０．０１００％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０５００％以下、Ｎ：０．０１００％以下、Ｎｉ：０．０％〜２．０％、Ｃｕ：０．０％〜１．０％、Ｍｏ：０．０％〜１．０％、Ｖ：０．０％〜１．０％、Ａｌ：０．００％〜１．００％、Ｎｂ：０．００％〜１．００％、残部：Ｆｅ及び不純物で表される化学組成を有し、Ｃ含有量（質量％）を［Ｃ］、Ｓｉ含有量（質量％）を［Ｓｉ］、Ｍｎ含有量（質量％）を［Ｍｎ］と表したとき、（式１）が成り立つ。不純物としては、鉱石やスクラップ等の原材料に含まれるもの、製造工程において含まれるもの、が例示される。
４６１２×［Ｃ］＋５１×［Ｓｉ］＋１０２×［Ｍｎ］＋６０５≧２０００ ・・・（式１）
（Ｃ：０．０５％〜０．３０％）
Ｃは、熱処理用の鋼板の焼入れ性を高め、熱処理鋼材の強度を向上させる元素である。Ｃ含有量が０．０５％未満では、熱処理鋼材の強度が十分なものとならない。従って、Ｃ含有量は０．０５％以上とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．０８％以上である。一方、Ｃ含有量が０．３０％超では、熱処理鋼材の強度が高くなり過ぎて、靱性及び溶接性の劣化が著しくなる。従って、Ｃ含有量は０．３０％以下とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．２８％以下であり、更に好ましくは０．２５％以下である。
（Ｓｉ：０．５０％〜５．００％）
Ｓｉは、熱処理用の鋼板の焼入れ性を高め、熱処理鋼材の強度を向上させる元素である。Ｓｉは、固溶強化により熱処理鋼材の強度を向上させる作用も有する。Ｓｉ含有量が０．５０％未満では、熱処理鋼材の強度が十分なものとならない。従って、Ｓｉ含有量は０．５０％以上とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．７５％以上である。一方、Ｓｉ含有量が５．００％超では、オーステナイト変態が生じる温度が著しく高くなる。この温度が高いほど、焼入れのための加熱に要するコストが上昇したり、加熱不足に伴う焼入れ不足が生じやすくなったりする。従って、Ｓｉ含有量は５．００％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは４．００％以下である。
（Ｍｎ：２．０％〜１０．０％）
Ｍｎは、熱処理用の鋼板の焼入れ性を高める元素である。Ｍｎは、固溶強化に加えて、熱処理鋼材を製造する際のマルテンサイト変態時に多量の転位の導入を促すことによって、マルテンサイトを強化する。すなわち、Ｍｎは転位強化を促す作用を有する。Ｍｎは、転位の導入を介してマルテンサイト変態後の旧オーステナイト粒内の下部組織を微細にして、マルテンサイトを強化する。すなわち、Ｍｎは、結晶粒微細化強化を促す作用も有する。従って、Ｍｎは特に重要な元素である。Ｃ含有量が０．０５％〜０．３０％の場合、Ｍｎ含有量が２．０％未満では、上記作用による効果が十分に得られず、熱処理鋼材の強度が十分なものとならない。従って、Ｍｎ含有量は２．０％以上とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは２．５％以上であり、更に好ましくは３．６％以上である。一方、Ｍｎ含有量が１０．０％超では、熱処理鋼材の強度が高くなり過ぎて、靱性及び耐水素脆性の劣化が著しくなる。従って、Ｍｎ含有量は１０．０％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは９．０％以下である。マルテンサイトを主組織とする熱処理鋼材におけるＭｎの強化能は約１００ＭＰａ／質量％であり、これは、フェライトを主組織とする鋼材におけるＭｎの強化能（約４０ＭＰａ／質量％）の２．５倍程度である。
（Ｃｒ：０．０１％〜１．００％）
Ｃｒは、熱処理用の鋼板の焼入れ性を高め、熱処理鋼材の強度を安定して確保することを可能にする元素である。Ｃｒ含有量が０．０１％未満では、上記作用による効果が十分には得られないことがある。従って、Ｃｒ含有量は０．０１％以上とする。Ｃｒ含有量は、好ましくは０．０２％以上である。一方、Ｃｒ含有量が１．００％超では、Ｃｒが熱処理用の鋼板中の炭化物に濃化して、焼入れ性が低下する。これは、Ｃｒの濃化に伴って、炭化物が安定化し、焼入れのための加熱の際に炭化物の固溶が遅延するためである。従って、Ｃｒ含有量は１．００％以下とする。Ｃｒ含有量は、好ましくは０．８０％以下である。
（Ｔｉ：０．０１０％〜０．１００％）
Ｔｉは、熱処理鋼材の靱性を大きく向上させる作用を有する。すなわち、Ｔｉは、焼入れのためのＡｃ３点以上の温度での熱処理の際に、再結晶を抑制し、更に微細な炭化物を形成してオーステナイトの粒成長を抑制する。粒成長の抑制により、細かいオーステナイト粒が得られ、靱性が大きく向上する。Ｔｉは、熱処理用の鋼板中のＮと優先的に結合することで、ＢＮの析出によりＢが消費されることを抑制するという作用も有する。後述のように、Ｂは焼入れ性を向上する作用を有するため、Ｂの消費の抑制により、Ｂによる焼入れ性の向上の効果を確実に得ることができる。Ｔｉ含有量が０．０１０％未満では、上記作用による効果が十分には得られないことがある。従って、Ｔｉ含有量は０．０１０％以上とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．０１５％以上である。一方、Ｔｉ含有量が０．１００％超では、ＴｉＣの析出量が増加してＣが消費されるため、熱処理鋼材に十分な強度が得られないことがある。従って、Ｔｉ含有量は０．１００％以下とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．０８０％以下である。
（Ｂ：０．００２０％〜０．０１００％）
Ｂは、熱処理用の鋼板の焼入れ性を著しく高める作用を有する非常に重要な元素である。Ｂは粒界に偏析することで、粒界を強化して靱性を高める作用も有する。Ｂは、熱処理用の鋼板の加熱の際にオーステナイトの粒成長を抑制して靱性を向上する作用も有する。Ｂ含有量が０．００２０％未満では、上記作用による効果が十分には得られないことがある。従って、Ｂ含有量は０．００２０％以上とする。Ｂ含有量は、好ましくは０．００２５％以上である。一方、Ｂ含有量が０．０１００％超では、粗大な化合物が多く析出し、熱処理鋼材の靱性が劣化する。従って、Ｂ含有量は０．０１００％以下とする。Ｂ含有量は、好ましくは０．００８０％以下である。
（Ｐ：０．０５０％以下）
Ｐは、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。Ｐは、熱処理鋼材の靱性を劣化させる。このため、Ｐ含有量は低ければ低いほどよい。特にＰ含有量が０．０５０％超で、靱性の低下が顕著となる。従って、Ｐ含有量は０．０５０％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．００５％以下である。Ｐ含有量を０．００１％未満まで低下させるためには相当なコストを要し、０．００１％未満まで低下させるためには更に莫大なコストを要することがある。従って、Ｐ含有量を０．００１％未満まで低下させなくてもよい。
（Ｓ：０．０５００％以下）
Ｓは、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。Ｓは、熱処理鋼材の靱性を劣化させる。このため、Ｓ含有量は低ければ低いほどよい。特にＳ含有量が０．０５００％超で、靱性の低下が顕著となる。従って、Ｓ含有量は０．０５００％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．０３００％以下である。Ｓ含有量を０．０００２％未満まで低下させるためには相当なコストを要し、０．０００２％未満まで低下させるためには更に莫大なコストを要することがある。従って、Ｓ含有量を０．０００２％未満まで低下させなくてもよい。
（Ｎ：０．０１００％以下）
Ｎは、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。Ｎは、粗大な窒化物の形成に寄与し、熱処理鋼材の局部変形能及び靭性を劣化させる。このため、Ｎ含有量は低ければ低いほどよい。特にＮ含有量が０．０１００％超で、局部変形能及び靱性の低下が顕著となる。従って、Ｎ含有量は０．０１００％以下とする。Ｎ含有量を０．０００８％未満まで低下させるためには相当なコストを要する。従って、Ｎ含有量を０．０００８％未満まで低下させなくてもよい。Ｎ含有量を０．０００２％未満まで低下させるためには更に莫大なコストを要することがある。
Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｖ、Ａｌ及びＮｂは、必須元素ではなく、熱処理用の鋼板及び熱処理鋼材に所定量を限度に適宜含有されていてもよい任意元素である。
（Ｎｉ：０．０％〜２．０％、Ｃｕ：０．０％〜１．０％、Ｍｏ：０．０％〜１．０％、Ｖ：０．０％〜１．０％、Ａｌ：０．００％〜１．００％、Ｎｂ：０．００％〜１．００％）
Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｖ、Ａｌ及びＮｂは、熱処理用の鋼板の焼入れ性を高め、熱処理鋼材の強度を安定して確保することを可能にする元素である。従って、これらの元素からなる群から選択された１種又は任意の組み合わせが含有されていてもよい。しかし、Ｎｉ含有量が２．０％超では、上記作用による効果が飽和し、徒にコストが上昇するだけである。従って、Ｎｉ含有量は２．０％以下とする。Ｃｕ含有量が１．０％超では、上記作用による効果が飽和し、徒にコストが上昇するだけである。従って、Ｃｕ含有量は１．０％以下とする。Ｍｏ含有量が１．０％超では、上記作用による効果が飽和し、徒にコストが上昇するだけである。従って、Ｍｏ含有量は１．０％以下とする。Ｖ含有量が１．０％超では、上記作用による効果が飽和し、徒にコストが上昇するだけである。従って、Ｖ含有量は１．０％以下とする。Ａｌ含有量が１．００％超では、上記作用による効果が飽和し、徒にコストが上昇するだけである。従って、Ａｌ含有量は１．００％以下とする。Ｎｂ含有量が１．００％超では、上記作用による効果が飽和し、徒にコストが上昇するだけである。従って、Ｎｂ含有量は１．００％以下とする。上記作用による効果を確実に得るために、Ｎｉ含有量、Ｃｕ含有量、Ｍｏ含有量及びＶ含有量は、いずれも好ましくは０．１％以上であり、Ａｌ含有量及びＮｂ含有量は、いずれも好ましくは０．０１％以上である。つまり、「Ｎｉ：０．１％〜２．０％」、「Ｃｕ：０．１％〜１．０％」、「Ｍｏ：０．１％〜１．０％」、「Ｖ：０．１％〜１．０％」、「Ａｌ：０．０１％〜１．００％」、若しくは「Ｎｂ：０．０１％〜１．００％」、又はこれらの任意の組み合わせが満たされることが好ましい。
上述のように、Ｃ、Ｓｉ及びＭｎは主にマルテンサイトの強度を高めることによって熱処理鋼材の強度を高める。しかしながら、Ｃ含有量（質量％）を［Ｃ］、Ｓｉ含有量（質量％）を［Ｓｉ］、Ｍｎ含有量（質量％）を［Ｍｎ］と表したとき、（式１）が満たされない場合には、２．０００ＧＰａ以上の引張強度が得られない。このため、（式１）が満たされる必要がある。
４６１２×［Ｃ］＋５１×［Ｓｉ］＋１０２×［Ｍｎ］＋６０５≧２０００ ・・・（式１）
次に、本実施形態に係る熱処理鋼材のミクロ組織について説明する。本実施形態に係る熱処理鋼材は、マルテンサイト：９０体積％以上で表されるミクロ組織を有する。ミクロ組織の残部は、例えば残留オーステナイトである。ミクロ組織がマルテンサイト及び残留オーステナイトから構成される場合、マルテンサイトの体積率（体積％）はＸ線回折法により高精度で測定することができる。すなわち、マルテンサイト及び残留オーステナイトによる回折Ｘ線を検出し、その回折曲線の面積比から体積率を測定することができる。ミクロ組織にフェライト等の他の相が含まれる場合は、例えば顕微鏡観察により当該他の相の面積率（面積％）を測定する。熱処理鋼材の組織は等方的であるため、ある断面で得られる相の面積率の値は当該熱処理鋼材における体積率と等価であるとみなせる。従って、顕微鏡観察により測定された面積率の値を体積率（体積％）とみなすことができる。
次に、本実施形態に係る熱処理鋼材におけるマルテンサイト中の転位密度について説明する。マルテンサイト中の転位密度は引張強度の向上に寄与する。マルテンサイト中の転位密度が１．２×１０１６ｍ−２未満では、２．０００ＧＰａ以上の引張強度が得られない。従って、マルテンサイト中の転位密度は１．２×１０１６ｍ−２以上とする。
転位密度は、例えばウィリアムソン−ホール法に基づく評価法により算出することができる。ウィリアムソン−ホール法は、例えば「G. K. Williamson and W. H. Hall： Acta
Metallurgica, 1(1953), 22」及び「G. K. Williamson and R. E. Smallman： Philosophical Magazine, 8(1956), 34」等に記載されている。具体的には、体心立方結晶構造の｛２００｝面、｛２１１｝面及び｛２２０｝面の各回折スペクトルのピークフィッティングを行い、各ピーク位置（θ）及び半価幅（β）からβ×ｃｏｓθ／λを横軸に、ｓｉｎθ／λを縦軸にプロットする。そのプロットから得られる傾きが局所ひずみεに対応し、Williamson, Smallmanらが提案した下記の（式２）から、転位密度ρ（ｍ−２）が求まる。ここで、ｂはバーガーズベクトルの大きさ（ｎｍ）を示す。
ρ＝１４．４×ε２／ｂ２ ・・・（式２）
そして、本実施形態に係る熱処理鋼材は、２．０００ＧＰａ以上の引張強度を有している。引張強度は、例えばＡＳＴＭ規格Ｅ８の規定に準拠して行うことができる。この場合、試験片の作製では、均熱部位を厚さが１．２ｍｍになるまで研削し、引張方向が圧延方向と平行になるように、ＡＳＴＭ規格Ｅ８のハーフサイズ板状試験片に加工する。このハーフサイズ板状試験片の平行部の長さは３２ｍｍであり、平行部の幅は６．２５ｍｍである。そして、各試験片にひずみゲージを貼り付け、３ｍｍ／ｍｉｎのひずみ速度で室温引張試験を行う。
次に、熱処理鋼材の製造方法、つまり、熱処理用の鋼板を処理する方法について説明する。熱処理用の鋼板の処理では、熱処理用の鋼板を１０℃／ｓ以上の平均昇温速度でＡｃ ３点以上（Ａｃ３点＋２００℃）以下の温度域に加熱し、その後、この鋼板をこの温度域からＭｓ点まで上部臨界冷却速度以上の速度で冷却し、その後、この鋼板をＭｓ点から１００℃まで５０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する。
熱処理用の鋼板をＡｃ３点以上の温度域に加熱すると、組織がオーステナイト単相となる。このときの平均昇温速度が１０℃／ｓ未満では、オーステナイト粒が過剰に粗大化したり、回復により転位密度が低下したりして、熱処理鋼材の強度及び靱性が劣化するおそれがある。従って、平均昇温速度は１０℃／ｓ以上とする。この平均昇温速度は、好ましくは２０℃／ｓ以上であり、更に好ましくは５０℃／ｓ以上である。加熱の到達温度が（Ａｃ３点＋２００℃）超では、オーステナイト粒が過剰に粗大化したり、転位密度が低下したりして、熱処理鋼材の強度及び靱性が劣化するおそれがある。従って、到達温度は（Ａｃ３点＋２００℃）以下とする。
上記の一連の加熱及び冷却を、例えば、熱処理及び熱間成形を並行して行うホットスタンプ法によって実施してもよく、高周波加熱焼入れによって実施してもよい。鋼板をＡｃ ３点以上（Ａｃ３点＋２００℃）以下の温度域で保持する時間は、オーステナイト変態を進めて炭化物を溶解させることによって鋼の焼入れ性を高める観点から、３０ｓ以上とすることが好ましい。この保持時間は、生産性の観点からは、６００ｓ以下とすることが好ましい。
上記加熱の後に、この鋼板をこの温度域からＭｓ点まで上部臨界冷却速度以上の速度で冷却すると、拡散変態が生じることなくオーステナイト単相の組織が維持される。この冷却速度が上部臨界冷却速度未満では、拡散変態が生じてフェライトが生成されやすくなり、マルテンサイトの体積率が９０体積％以上のミクロ組織が得られなくなる。従って、Ｍｓ点までの冷却速度は上部臨界冷却速度以上とする。
Ｍｓ点までの冷却の後に、この鋼板をＭｓ点から１００℃まで５０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却すると、オーステナイトからマルテンサイトへの変態が生じ、マルテンサイトの体積率が９０体積％以上のミクロ組織が得られる。上述のように、オーステナイトからマルテンサイトへの変態には膨張が伴うため、マルテンサイト変態に伴って周囲の未変態オーステナイトにひずみ（変態ひずみ）が導入され、この変態ひずみを緩和すべく変態直後のマルテンサイトが補足変形する。具体的には、マルテンサイトが転位を導入しながらすべり変形する。この結果、マルテンサイトは高密度の転位を含むようになる。本実施形態では、適量のＣ、Ｓｉ及びＭｎが含まれているため、マルテンサイト中に転位が非常に高密度で生成し、転位密度が１．２×１０１６ｍ−２以上となる。Ｍｓ点から１００℃までの平均冷却速度が５０℃／ｓ未満では、自動焼戻し（オートテンパー）に伴う転位の回復が生じやすくなり、転位密度が不足して十分な引張強度が得られなくなる。従って、この平均冷却速度は５０℃／ｓ以上とする。この平均冷却速度は、好ましくは１００℃／ｓ以上であり、更に好ましくは５００℃／ｓ以上である。
このようにして、優れた靱性及び溶接性並びに２．０００ＧＰａ以上の引張強度を備えた本実施形態に係る熱処理鋼材を製造することができる。熱処理鋼材における旧オーステナイト粒の平均粒径は１０μｍ〜２０μｍ程度となる。
１００℃未満から室温までの冷却速度は、空冷以上の速度であることが好ましい。徐冷のように空冷未満の遅い速度で冷却した場合、自動焼戻しの影響により引張強度が低下する可能性がある。
上記の一連の加熱及び冷却の際に、上記のホットスタンプ等の熱間成形を行ってもよい。すなわち、Ａｃ３点以上（Ａｃ３点＋２００℃）以下の温度域に加熱してから温度がＭｓ点に達するまでの間に、熱処理用の鋼板を金型で成形してもよい。熱間成形としては、曲げ加工、絞り成形、張出し成形、穴広げ成形、フランジ成形等が挙げられる。これらはプレス成形に属するが、熱間成形と並行して、又は熱間成形の直後に鋼板を冷却することが可能であれば、ロール成形等のプレス成形以外の熱間成形を行ってもよい。
熱処理用の鋼板は、熱延鋼板であってもよく、冷延鋼板であってもよい。熱延鋼板又は冷延鋼板に焼鈍を施した焼鈍熱延鋼板又は焼鈍冷延鋼板を熱処理用の鋼板として用いてもよい。
熱処理用の鋼板がめっき鋼板等の表面処理鋼板であってもよい。つまり、熱処理用の鋼板にめっき層が設けられていてもよい。めっき層は、例えば耐食性の向上等に寄与する。めっき層は、電気めっき層であってもよく、溶融めっき層であってもよい。電気めっき層としては、電気亜鉛めっき層、電気Ｚｎ−Ｎｉ合金めっき層等が例示される。溶融めっき層としては、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層、溶融アルミニウムめっき層、溶融Ｚｎ−Ａｌ合金めっき層、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金めっき層、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金めっき層等が例示される。めっき層の付着量は特に制限されず、例えば一般的な範囲内の付着量とする。熱処理用の鋼板と同様に、熱処理鋼材にめっき層が設けられていてもよい。
なお、上記実施形態は、何れも本発明を実施するにあたっての具体化の例を示したものに過ぎず、これらによって本発明の技術的範囲が限定的に解釈されてはならないものである。すなわち、本発明はその技術思想、又はその主要な特徴から逸脱することなく、様々な形で実施することができる。
次に、本願発明者らが行った試験について説明する。
この試験では、表１に示す化学組成を有するスラブの熱間圧延及び冷間圧延を経て、厚さが１．４ｍｍの冷延鋼板を熱処理用鋼板として製造した。表１中の空欄は、当該元素の含有量が検出限界未満であったことを示し、残部はＦｅ及び不純物である。表１中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。
そして、各冷延鋼板から、厚さが１．４ｍｍ、幅が３０ｍｍ、長さが２００ｍｍの試料を作製し、表２に示す条件で試料の加熱及び冷却を行った。この加熱及び冷却は、熱間成形における熱処理を模擬したものである。この試験での加熱は、通電加熱により行った。冷却の後に、試料から均熱部位を切り出し、この均熱部位を引張試験及びＸ線回折試験に供した。
引張試験は、ＡＳＴＭ規格Ｅ８の規定に準拠して行った。引張試験には、インストロン社製の引張試験機を用いた。試験片の作製では、均熱部位を厚さが１．２ｍｍになるまで研削し、引張方向が圧延方向と平行になるように、ＡＳＴＭ規格Ｅ８のハーフサイズ板状試験片に加工した。このハーフサイズ板状試験片の平行部の長さは３２ｍｍであり、平行部の幅は６．２５ｍｍである。そして、各試験片にひずみゲージを貼り付け、３ｍｍ／ｍｉｎのひずみ速度で室温引張試験を行った。ひずみゲージとしては、共和電業社製のＫＦＧ−５（ゲージ長：５ｍｍ）を用いた。
Ｘ線回折試験では、フッ化水素酸及び過酸化水素水を用いて、均熱部位の表面から０．１ｍｍの深さまでの部分を化学研磨して、厚さが１．１ｍｍのＸ線回折試験用の試験片を作製した。そして、Ｃｏ管球を用いて、２θで４５°から１３０°の範囲で試験片のＸ線回折スペクトルを取得し、このＸ線回折スペクトルより転位密度を求めた。また、回折Ｘ線の検出結果及び必要に応じて光学顕微鏡観察の結果を加味してマルテンサイトの体積率も求めた。
転位密度は、上記のウィリアムソン−ホール法に基づく評価法により算出した。この試験では、具体的には、体心立方結晶構造の｛２００｝面、｛２１１｝面及び｛２２０｝面の各回折スペクトルのピークフィッティングを行い、各ピーク位置（θ）及び半価幅（β）からβ×ｃｏｓθ／λを横軸に、ｓｉｎθ／λを縦軸にプロットした。そして、（式２）から、転位密度ρ（ｍ−２）を求めた。
これらの結果を表２に示す。表２中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。
表２に示すように、試料Ｎｏ．１〜Ｎｏ．６、Ｎｏ．１０〜Ｎｏ．１３及びＮｏ．１６〜Ｎｏ．２０では、化学組成が本発明の範囲内にあり、製造条件も本発明の範囲内にあるため、熱処理鋼材において、所望のミクロ組織及び転位密度が得られた。そして、化学組成、ミクロ組織及び転位密度が本発明の範囲内にあるため、２．０００ＧＰａ以上の引張強度が得られた。
試料Ｎｏ．７〜Ｎｏ．９、Ｎｏ．１４、Ｎｏ．１５及びＮｏ．２１〜Ｎｏ．２２では、化学組成が本発明の範囲内にあるが、製造条件が本発明の範囲から外れているため、所望の転位密度を得ることができなかった。そして、転位密度が本発明の範囲から外れているため、引張強度が２．０００ＧＰａ未満と低かった。
試料Ｎｏ．２３及びＮｏ．２４では、Ｍｎ含有量が本発明の範囲から外れているため、製造条件が本発明の範囲内にあっても、転位密度が１．２×１０１６ｍ−２未満であり、引張強度が２．０００ＧＰａ未満と低かった。
試料Ｎｏ．２５では、Ｃ含有量が本発明の範囲から外れているため、製造条件が本発明の範囲内にあっても、転位密度が１．２×１０１６ｍ−２未満であり、引張強度が２．０００ＧＰａ未満と低かった。
試料Ｎｏ．２６では、（式１）が満たされていないため、製造条件が本発明の範囲内にあっても、転位密度が１．２×１０１６ｍ−２未満であり、引張強度が２．０００ＧＰａ未満と低かった。
これらの結果から、本発明によれば、高強度の熱処理鋼材を得られることが分かる。また、本発明によれば、高強度を得るために靱性及び溶接性が劣化するほどのＣは必要とされないため、優れた靱性及び溶接性を確保することもできる。
本発明は、例えば、自動車に用いられる熱処理部材等の製造産業及び利用産業に利用することができる。本発明は、他の機械構造部品の製造産業及び利用産業等に利用することもできる。
（３）
鋼板を１０℃／ｓ以上の平均昇温速度でＡｃ3点以上（Ａｃ3点＋２００℃）以下の温度域に加熱する工程と、
次いで、前記鋼板を前記温度域からＭｓ点まで上部臨界冷却速度以上の速度で冷却する工程と、
次いで、前記鋼板をＭｓ点から１００℃まで５０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する工程と、
を有する熱処理鋼材の製造方法であって、
前記鋼板は、
質量％で、
Ｃ：０．０５％〜０．３０％、
Ｓｉ：０．５０％〜５．００％、
Ｍｎ：２．０％〜１０．０％、
Ｃｒ：０．０１％〜１．００％、
Ｔｉ：０．０１０％〜０．１００％、
Ｂ：０．００２０％〜０．０１００％、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｓ：０．０５００％以下、
Ｎ：０．０１００％以下、
Ｎｉ：０．０％〜２．０％、
Ｃｕ：０．０％〜１．０％、
Ｍｏ：０．０％〜１．０％、
Ｖ：０．０％〜１．０％、
Ａｌ：０．００％〜１．００％、
Ｎｂ：０．００％〜１．００％、
残部：Ｆｅ及び不純物、
で表される化学組成を有し、
Ｃ含有量（質量％）を［Ｃ］、Ｓｉ含有量（質量％）を［Ｓｉ］、Ｍｎ含有量（質量％）を［Ｍｎ］と表したとき、（式１）が成り立ち、
前記熱処理鋼材は、
マルテンサイト：９０体積％以上、
で表されるミクロ組織を有し、
前記熱処理鋼材のマルテンサイト中の転位密度が１．２×１０ 16 ｍ -2 以上であり、
前記熱処理鋼材の引張強度が２．０００ＧＰａ以上であることを特徴とする熱処理鋼材の製造方法。
４６１２×［Ｃ］＋５１×［Ｓｉ］＋１０２×［Ｍｎ］＋６０５≧２０００ ・・・（式１）

Claims (5)

  1. 質量％で、
    Ｃ：０．０５％〜０．３０％、
    Ｓｉ：０．５０％〜５．００％、
    Ｍｎ：２．０％〜１０．０％、
    Ｃｒ：０．０１％〜１．００％、
    Ｔｉ：０．０１０％〜０．１００％、
    Ｂ：０．００２０％〜０．０１００％、
    Ｐ：０．０５０％以下、
    Ｓ：０．０５００％以下、
    Ｎ：０．０１００％以下、
    Ｎｉ：０．０％〜２．０％、
    Ｃｕ：０．０％〜１．０％、
    Ｍｏ：０．０％〜１．０％、
    Ｖ：０．０％〜１．０％、
    Ａｌ：０．００％〜１．００％、
    Ｎｂ：０．００％〜１．００％、
    残部：Ｆｅ及び不純物、
    で表される化学組成を有し、
    Ｃ含有量（質量％）を［Ｃ］、Ｓｉ含有量（質量％）を［Ｓｉ］、Ｍｎ含有量（質量％）を［Ｍｎ］と表したとき、（式１）が成り立ち、
    マルテンサイト：９０体積％以上、
    で表されるミクロ組織を有し、
    マルテンサイト中の転位密度が１．２×１０１６ｍ−２以上であり、
    引張強度が２．０００ＧＰａ以上であることを特徴とする熱処理鋼材。
    ４６１２×［Ｃ］＋５１×［Ｓｉ］＋１０２×［Ｍｎ］＋６０５≧２０００ ・・・（式１）
  2. 前記化学組成において、
    Ｎｉ：０．１％〜２．０％、
    Ｃｕ：０．１％〜１．０％、
    Ｍｏ：０．１％〜１．０％、
    Ｖ：０．１％〜１．０％、
    Ａｌ：０．０１％〜１．００％、若しくは
    Ｎｂ：０．０１％〜１．００％、
    又はこれらの任意の組み合わせが満たされることを特徴とする請求項１に記載の熱処理鋼材。
  3. 鋼板を１０℃／ｓ以上の平均昇温速度でＡｃ３点以上（Ａｃ３点＋２００℃）以下の温度域に加熱する工程と、
    次いで、前記鋼板を前記温度域からＭｓ点まで上部臨界冷却速度以上の速度で冷却する工程と、
    次いで、前記鋼板をＭｓ点から１００℃まで５０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する工程と、
    を有し、
    前記鋼板は、
    質量％で、
    Ｃ：０．０５％〜０．３０％、
    Ｓｉ：０．５０％〜５．００％、
    Ｍｎ：２．０％〜１０．０％、
    Ｃｒ：０．０１％〜１．００％、
    Ｔｉ：０．０１０％〜０．１００％、
    Ｂ：０．００２０％〜０．０１００％、
    Ｐ：０．０５０％以下、
    Ｓ：０．０５００％以下、
    Ｎ：０．０１００％以下、
    Ｎｉ：０．０％〜２．０％、
    Ｃｕ：０．０％〜１．０％、
    Ｍｏ：０．０％〜１．０％、
    Ｖ：０．０％〜１．０％、
    Ａｌ：０．００％〜１．００％、
    Ｎｂ：０．００％〜１．００％、
    残部：Ｆｅ及び不純物、
    で表される化学組成を有し、
    Ｃ含有量（質量％）を［Ｃ］、Ｓｉ含有量（質量％）を［Ｓｉ］、Ｍｎ含有量（質量％）を［Ｍｎ］と表したとき、（式１）が成り立つことを特徴とする熱処理鋼材の製造方法。
    ４６１２×［Ｃ］＋５１×［Ｓｉ］＋１０２×［Ｍｎ］＋６０５≧２０００ ・・・（式１）
  4. 前記化学組成において、
    Ｎｉ：０．１％〜２．０％、
    Ｃｕ：０．１％〜１．０％、
    Ｍｏ：０．１％〜１．０％、
    Ｖ：０．１％〜１．０％、
    Ａｌ：０．０１％〜１．００％、若しくは
    Ｎｂ：０．０１％〜１．００％、
    又はこれらの任意の組み合わせが満たされることを特徴とする請求項３に記載の熱処理鋼材の製造方法。
  5. 前記鋼板をＡｃ３点以上（Ａｃ３点＋２００℃）以下の温度域に加熱してから前記鋼板の温度がＭｓ点に達するまでの間に成形を行う工程を有することを特徴とする請求項３又は４に記載の熱処理鋼材の製造方法。
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