WO2007108344A9 - 溶接性に優れた高強度鋼材およびその製造方法 - Google Patents

溶接性に優れた高強度鋼材およびその製造方法

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WO2007108344A9
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Kobe Steel Ltd
Tetsuo Soshiroda
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    • C23C8/80—After-treatment

Definitions

  • the present invention relates to a steel material excellent in workability, weldability, and strength characteristics, and particularly relates to a steel material preferably used as a material for a car body of an automobile.
  • Patent Document 1 discloses that by reducing the alloy components contained in the base steel sheet, hot rolling can be performed without increasing the rolling load because the strength is low during cold rolling, and then after rolling.
  • a technology has been proposed to increase the strength by precipitating Ti contained in the steel as nitrides by nitriding during annealing. Bending force It is difficult to control the atmosphere during nitriding. If N is excessively dissolved in steel, blowholes are generated during welding, resulting in poor weld strength and poor weldability.
  • the nitrided steel coil obtained by nitriding is cooled as it is to room temperature, so N is excessively dissolved in the steel. Therefore, the weldability is poor because this N generates blowholes during welding.
  • Patent Document 1 Special Table 2001—507080
  • the present invention has been made in view of such circumstances, and an object of the present invention is to provide a high-strength steel material capable of suppressing the occurrence of blowholes during welding even when strengthened by nitriding. . Another object of the present invention is to provide a method for producing such a high-strength steel material excellent in weldability while reducing the rolling load.
  • the inventors of the present invention have made intensive studies to provide a method for producing a steel material with increased strength without degrading the weldability of the steel material while reducing the rolling load.
  • the base steel material obtained by hot rolling or cold rolling is nitrided, then denitrification treatment and Ti nitride precipitation treatment are performed in this order, Ti nitride can be precipitated in the steel, High strength can be realized, Ti nitride is not precipitated during rolling at this time, so it can be manufactured while reducing the rolling load, and the high strength steel obtained in this way has an N content of 0 in the steel.
  • the present invention was completed by finding that the strength of steel materials can be increased without degrading weldability because fine Ti nitride with a maximum diameter of 20 nm or less is co-precipitated on 020% or less steel materials. .
  • the metallographic structure is a single phase of ferrite and more than 250 Ti nitrides with a maximum diameter of 20 nm or less are coherently precipitated per lzm 2 .
  • the number of Ti nitrides having a maximum diameter of less than or equal to nm is 80% or more with respect to the number of Ti nitrides having a maximum diameter of less than or equal to 20 nm.
  • the steel material has an effective Ti * amount calculated by the following formula (1) of 0.02 to 0.08%.
  • Ti * [Ti] -48 X ([C] / 12 + [S] / 32)
  • [] indicates the content (%) of each element contained in the steel material.
  • the high-strength steel material of the present invention is obtained by subjecting a base steel material obtained by hot rolling or cold rolling to nitriding treatment, denitrification treatment, and Ti nitride precipitation treatment in this order in an annealing furnace. It is possible to manufacture by S. Specifically, after hot rolling or cold rolling,
  • a base steel material containing Ti: 0.02-0.3% and N: 0.005% (less than 0%) is heated to a temperature of 500-610 ° C in an atmosphere containing nitrogen gas. Heating nitriding step,
  • a Ti nitride precipitation step of heating the denitrified steel to a temperature of 640 to 750 ° C may be performed in this order.
  • the atmosphere gas in the nitriding step is preferably a mixed gas containing hydrogen, nitrogen, and ammonia.
  • the atmosphere gas for the denitrification process is preferably a non-oxidizing gas.
  • the atmosphere gas of the Ti nitride precipitation step is preferably a non-oxidizing gas
  • the base steel material Prior to the nitriding treatment or the nitriding step, the base steel material may be molded.
  • the form of the base steel material is not particularly limited, and may be, for example, a steel plate or a molded product.
  • a material obtained by performing nitriding treatment, denitrification treatment, and Ti nitride precipitation treatment in this order on the base steel plate is called a “high-strength steel plate”, and is obtained by forming the base steel plate.
  • the product obtained by nitriding, denitrifying, and Ti nitride precipitation in this order is called a “high-strength member”.
  • the present invention since nitriding is performed after rolling, precipitation strengthening by Ti nitride can be used without increasing the rolling load.
  • denitrification is performed after nitriding, N that is excessively dissolved in steel can be removed.
  • fine Ti nitride can be co-precipitated by performing Ti nitride precipitation after denitrification. In this way The resulting steel material has excellent weldability because the N content in the steel is 0.020% or less, and because the fine Ti nitride with a maximum diameter of 20 nm or less is consistently precipitated. Strength has also improved.
  • FIG. 1 is a diagram showing the distribution of Ti nitride.
  • FIG. 2 is a photograph (drawing substitute photograph) of the cross section of No. 1 in Table 2 taken at 150,000 times using a transmission electron microscope.
  • the base material obtained by hot rolling (cold rolling as necessary) the rolled material obtained by melting is subjected to nitriding treatment. , Denitrification, and Ti nitride precipitation in this order.
  • the rolling material steel containing 0.02-0.3% Ti and N content of 0.005% or less (including 0%) is used.
  • a Ti nitride is formed by subjecting a base steel material containing Ti obtained by hot rolling (cold rolling if necessary) according to a conventional method to nitriding by a procedure described later.
  • the rolled material contains Ti and excess N, Ti nitride precipitates in the rolled material before rolling, increasing the strength of the rolled material and reducing the rolling load. This is because it cannot be reduced.
  • the molten steel may be degassed at the melting stage by degassing.
  • Ti contained in the rolled material is more preferably 0.02% or more in order to precipitate Ti nitride in the post-rolling process and increase the strength of the base steel material, and more preferably 0.025%. % Or more, more preferably 0.03% or more.
  • Ti nitride tends to be coarsened, and on the contrary, the strength of the base steel material is lowered, and the weldability deteriorates because the amount of N contained in the finally obtained high strength steel material increases. Therefore, Ti is 0.3% or less, preferably 0.2% or less, more preferably 0.1% or less.
  • the base steel material obtained by rolling is subjected to (a) nitriding treatment in which an atmosphere containing a nitriding gas is heated to a temperature of 500 to 610 ° C (hereinafter, this treatment step may be referred to as a nitriding step), ( b) Denitrification treatment in which the nitrided steel is left at a temperature of 500 to 610 ° C in an atmosphere containing no nitriding gas ( Hereinafter, this treatment process may be referred to as a denitrification process), (c) Ti nitride precipitation treatment (hereinafter referred to as Ti nitride) in which the denitrified steel is heated to a temperature of 640 to 750 ° C. (Sometimes called a precipitation process).
  • the base steel material containing Ti is heated at a relatively low temperature in an atmosphere containing a nitriding gas to form Ti and N clusters in the steel.
  • the solute N introduced excessively in the steel during the nitriding process is removed from the steel to reduce the amount of N in the steel. If nitriding is followed by denitrification, the solute N introduced excessively into the steel by nitriding is removed from the steel.
  • Ti and N clusters formed in the steel in the nitriding process N inside is not denitrified. Therefore, if heating is performed as described later after denitrification, the Ti and N clusters will precipitate as Ti nitride in the steel, increasing the strength of the steel.
  • nitride hardly contributes to improving the strength of steel materials, it increases the amount of N contained in the steel and causes deterioration of weldability. Also, once Fe nitride is formed, it cannot be denitrogenated even by reheating.
  • Ti and N clusters are precipitated in the steel as Ti nitride by heating to a relatively high temperature in the Ti nitride precipitation step, thereby increasing the strength of the steel material.
  • the Ti nitride precipitation process even if the steel is heated to a relatively high temperature, the N introduced in the steel in the previous denitrification process is removed, and the base steel material is austenitic. It does not prevent Ti nitride from coherent precipitation, nor does Ti nitride become coarse.
  • the base steel material containing Ti is nitrided by heating to 500 to 610 ° C in an atmosphere containing a nitriding gas.
  • a nitriding gas By nitriding at a relatively low temperature of 500 to 610 ° C, Ti and N clusters can be formed in the steel.
  • the force is less than 500 ° C, Ti and N clusters are not formed, and N introduced into the steel by nitriding exists as solute N. Therefore, if denitrification is performed after nitriding, this solute N will be removed from the steel, so in the Ti nitride precipitation process. Ti nitride cannot be deposited. Therefore, the nitriding temperature is 500 ° C.
  • the nitriding temperature is 610 ° C or lower, preferably 600 ° C or lower.
  • the nitriding step is performed in an atmosphere containing a nitriding gas.
  • a nitriding gas for example, ammonia can be used, and the remainder should be a non-oxidizing gas.
  • the non-oxidizing gas for example, a gas such as hydrogen, helium, argon, or nitrogen can be used, and these gases may be used alone or in combination. Nitrogen gas cannot be used as a nitriding gas because it has no nitriding ability at 500 to 610 ° C.
  • the nitriding step is particularly preferably performed in a mixed gas atmosphere containing hydrogen, nitrogen, and ammonia.
  • a gas in which ammonia is mixed with hydrogen and nitrogen as the mixed gas, the nitriding rate can be further increased.
  • the fraction of ammonia gas in the mixed gas is preferably 1% or more by volume%, more preferably 3% or more.
  • the fraction of ammonia gas is preferably 10% or less, more preferably 8% or less, with a volume of 0 Colour
  • the denitrification step is preferably performed at 500 to 610 ° C in an atmosphere containing no nitriding gas.
  • the denitrifying at a relatively low temperature of 500 to 610 ° C the solid solution N introduced excessively in the steel in the previous nitriding process can be removed.
  • denitrification is insufficient and a large amount of solute N remains in the steel.
  • the amount of N in the steel eventually increases and weldability deteriorates.
  • the denitrification temperature is 500 ° C or higher, preferably 510 ° C or higher, more preferably 520 ° C or higher.
  • the strength exceeds 610 ° C, the base metal austenites, and Ti nitride does not precipitate in the ferrite.
  • the denitrification temperature is 610 ° C or lower, preferably 600 ° C or lower.
  • the denitrification step is performed in an atmosphere containing no nitriding gas. This is to denitrify solute N from the nitrided base steel.
  • the non-oxidizing gas exemplified in the above (a) can be used. This is to prevent oxidation of the steel surface.
  • the amount of nitrogen gas should be 10% by volume or less. This is for efficient denitrification.
  • the denitrified steel is heated to 640 to 750 ° C to precipitate Ti nitride.
  • Ti nitride precipitation process the Ti and N clusters formed in the steel during the nitriding process are precipitated as Ti nitride in the steel by heating at a relatively higher temperature than in the nitriding and denitrifying processes. it can.
  • the precipitation of Ti nitride increases the strength of the steel material. At this time, excessive nitrogen introduced into the steel was removed in the previous denitrification process, so the base metal did not austenite even when heated to 640 ° C or higher, and Ti nitridation occurred in the ferrite region. Things can be deposited.
  • the Ti nitride precipitation temperature is 640 ° C or higher, preferably 650 ° C or higher.
  • the Ti nitride precipitation temperature is 750 ° C or lower, preferably 730 ° C or lower, more preferably 700 ° C or lower.
  • the type of atmospheric gas in the Ti nitride precipitation step is not particularly limited, but it is preferable to use the non-oxidizing gas exemplified in the above (a). This is to prevent oxidation of the steel material surface. Nitrogen-containing gas may be used as the non-oxidizing gas. However, in order to prevent the precipitation of Fe nitride during cooling by increasing the amount of N dissolved in the steel, nitrogen in the mixed gas The fraction should be 10% or less by volume%.
  • the form of the base steel material is not particularly limited, and may be a steel plate or a molded product, for example.
  • the base steel material is a steel plate
  • the base steel plate obtained by hot rolling (cold rolling if necessary) the rolled material obtained by melting is subjected to nitriding treatment Nitrogen treatment, Ti nitride precipitation treatment.
  • the thickness is not particularly limited, but a thin steel plate is often used as a material for an automobile body.
  • the thickness of the steel sheet is generally less than 3mm. It is preferably 2 mm or less, more preferably 0.6 to about 1.5 mm.
  • the base steel material When the base steel material is a molded product, it may be formed (for example, press-molded) prior to the nitriding treatment (nitriding treatment step). That is, the rolled material obtained by melting is hot-rolled (cold-rolled if necessary) in accordance with a conventional method, and then molded, and this is subjected to nitriding treatment, denitrification treatment, and Ti nitride precipitation treatment. That's fine.
  • the type of molding process is not particularly limited, and may be spatula drawing, roll forming, or the like in addition to press molding.
  • the molding process conditions are not particularly limited, and may be molded according to conventional conditions.
  • the surface of the high-strength steel material obtained by the above-described production method of the present invention may be subjected to hot-dip zinc adhesion, alloyed hot-dip zinc adhesion, electrogalvanization adhesion, or the like, if necessary. However, various coatings may be applied.
  • the high-strength steel material of the present invention thus obtained has an N content of not more than 0.020% (not including 0%), and the metal structure of the steel material is a ferrite single phase and has a maximum diameter of 20 nm.
  • the following Ti nitrides are coherently deposited: 250 per m 2 .
  • the high-strength steel material of the present invention will be described in detail.
  • the metal structure of the high-strength steel material of the present invention is a ferrite single phase, and the amount of N contained in the high-strength steel material is 0.020% or less. Since the N content is suppressed to 0.020% or less, even if this steel material is welded, blow holes do not occur, and weldability can be improved. In the high-strength steel material of the present invention, the N content is suppressed to 0.020% or less, and fine Ti nitrides with a maximum diameter of 20 nm or less are consistently deposited: 250 or more per m 2 . To increase strength Can be realized.
  • the N content is preferably 0.019% or less, more preferably 0.018% or less.
  • the number of Ti nitrides that are coherently precipitated is preferably 255 or more per 1 / im 2, more preferably 260 or more.
  • Ti nitride is preferably produced as much as possible within a range in which the amount of N contained in the high-strength steel does not exceed 0.02%.
  • matched precipitation corresponds to atomic forces on both sides of the interface between the Ti nitride and Fe (base material) ⁇ to 1, which are continuously connected and precipitated. Whether or not Ti nitrides are coherently deposited is determined by, for example, observation with a field emission transmission electron microscope (Fe—TEM). This can be confirmed by observing whether there is contrast due to matching distortion.
  • Fe—TEM field emission transmission electron microscope
  • the maximum diameter of the above-mentioned Ti nitride was obtained by photographing a cross section of a high-strength steel material at a magnification of 100,000 using a transmission electron microscope and further expanding it to a final magnification of 250,000 times. Measure using calipers.
  • the number of Ti nitrides having a maximum diameter of 6 nm or less is 80% or more with respect to the number of Ti nitrides having a maximum diameter of 20 ⁇ m or less. That is, the high-strength steel material of the present invention is a steel material in which a large number of ultrafine Ti nitrides having a maximum diameter of 6 nm or less are generated.
  • the precipitate refers to carbide, sulfide, A1 nitride, oxide-based inclusions (eg, Al 2 O, Si 0, etc.) in addition to Ti nitride.
  • the high-strength steel material of the present invention preferably contains C, S, and Ti, and the effective Ti * amount calculated by the following equation (1) is preferably 0 ⁇ 02-0.08%.
  • Ti * [Ti] -48 X ([C] / 12 + [S] / 32)
  • [] indicates the content (%) of each element contained in the steel material.
  • the effective amount of Ti * means the amount of Ti that can be combined with N. If Ti * is less than 0.02%, this indicates that the amount of Ti nitride is small and the strength of the steel cannot be increased. Therefore, Ti * is preferably 0.02% or more, more preferably 0.025% or more. However, if Ti * exceeds 0.08%, the amount of N introduced into the base steel during nitriding increases, and eventually the amount of N contained in the steel increases, resulting in poor weldability. Therefore, Ti * is preferably 0.08% or less, more preferably 0.075% or less.
  • the specific component composition of the high-strength steel material of the present invention is not particularly limited, but preferred contents of C and S are as follows.
  • C is an element important for ensuring the strength of steel. To make the metal structure of ferrous steel a single phase of ferrite, C should be 0.05% or less. In addition, C combines with Ti to form Ti carbide, reducing the effective Ti * content, so C should be as low as possible. C is more preferably 0.03% or less, still more preferably 0.01% or less.
  • TiS titanium disulfide
  • S should be as little as possible. Therefore, S is preferably 0.05% or less, more preferably 0.03% or less, and still more preferably 0.01% or less. Note that S is unavoidably contained in an amount of about 0.0005%.
  • the high-strength steel material of the present invention usually contains Si, Mn, P, and A1 as much as possible without containing alloy components. Preferred ranges for these elements are as follows. [0055] Si: 1% or less (excluding 0%)
  • Si When Si is contained excessively, the mating property is deteriorated. Accordingly, Si is preferably 1% or less, more preferably 0.5% or less, and still more preferably 0.3% or less. However, Si acts to increase the strength of steel materials by strengthening the solid solution. Accordingly, Si may be contained in an amount of 0.01% or more (preferably 0.05% or more).
  • Mn l. 5% or less (excluding 0%)
  • Mn When Mn is contained excessively, the mating property is deteriorated. Therefore, Mn is preferably 1.5% or less, more preferably 1% or less, and still more preferably 0.5% or less. However, Mn, like Si, works to increase the strength of steel by solid solution strengthening. Therefore, Mn may be contained in an amount of 0.01% or more (preferably 0.1% or more).
  • P is preferably 0.05% or less, more preferably 0.03% or less, and still more preferably 0.01% or less. P is unavoidably contained in an amount of about 0.001%.
  • A1 is an element that combines with soot to form A1 nitride and consumes soot in the steel to inhibit the formation of Ti nitride.
  • the formation of A1 nitride increases the amount of N contained in the steel and degrades the weldability. Therefore, A1 is preferably 0.05% or less, more preferably 0.04% or less, and still more preferably 0.03% or less.
  • A1 is added as a deoxidizing element, it may be contained in an amount of 0.01% or more, more preferably 0.02% or more.
  • the balance of the high-strength steel material of the present invention may be iron and inevitable impurities (for example, trump elements).
  • the steel plate of the present invention has high strength, excellent strength, and excellent weldability, it can be used, for example, as an automobile suspension part, various members, a sill, a bill, and a door impact beam. It can be used as a material for any reinforcing part.
  • the present invention provides a high-strength member (for example, an automobile suspension component or the like) obtained by forming a base steel sheet, followed by nitriding, denitrifying, and Ti nitride precipitation in this order. , Various members, sills, bills, and reinforcing parts such as door impact beams). Also, The high-strength member of the present invention can be applied to architectural uses and civil engineering uses.
  • a rolled material obtained by vacuum melting steel with the composition shown in Table 1 below (the balance is Fe and inevitable impurities) is heated to 1250 ° C, the finishing temperature is 950 ° C, and the milling temperature is Hot rolling was performed at 600 ° C to obtain a hot rolled material having a thickness of 2 mm.
  • Table 1 also shows the effective Ti * amount calculated by the above formula (1) from the C, S and Ti contents contained in the hot rolled material.
  • the surface and the back surface of the obtained hot-rolled material were each ground to obtain a base steel plate having a thickness of lmm. After the surface of the obtained specimen was degreased, it was placed in an annealing furnace and subjected to nitriding treatment, denitrification treatment and Ti nitride precipitation treatment in this order.
  • the nitriding treatment was performed at a temperature shown in Table 2 below for 2 hours.
  • the nitriding treatment was performed in a mixed gas atmosphere containing 71.25% by volume of hydrogen, 23.75% by volume of nitrogen, and 5% by volume of ammonia gas.
  • the denitrification treatment was performed for 4 hours at the temperature shown in Table 2 below.
  • the denitrification treatment was performed in a hydrogen gas atmosphere.
  • the Ti nitride precipitation treatment was performed at the temperature shown in Table 2 below for 4 hours. Ti nitride precipitation treatment was performed in a hydrogen gas atmosphere.
  • the metallographic structure of the test piece was confirmed to be a ferrite single phase by observing the cross section in the thickness direction with Nital corrosion and using an optical microscope at 400 times magnification.
  • the cross section of the test piece was observed with a transmission electron microscope at 10,000 magnifications and 10 fields of view, and the size of the precipitate deposited on the test piece was measured, and the maximum diameter was lOOnm or more.
  • the number of coarse precipitates was determined. When the number of coarse precipitates with a maximum diameter of lOOnm or more is 1 / m 2, 0 means “no coarse precipitate”, 1 to: 10 means “small coarse precipitate”, 11 The case of more than one was evaluated as “coarse precipitates are many”.
  • the evaluation results are shown in Table 2 below.
  • Fig. 2 shows a photograph (drawing substitute photograph) of the cross section of No. 1 in Table 2 taken at 150,000 times using a transmission electron microscope.
  • EDX energy dispersive X-ray spectrometer
  • TEM transmission electron microscope
  • the maximum diameter of the co-precipitated Ti nitride was taken at a magnification of 100,000 times using a transmission electron microscope and the cross section of the test piece was further expanded to a final size of 250,000 times. Measured with calipers using photographs. Maximum diameter Table 2 shows the number per 1 / im 2 of the following Ti nitride 20 nm.
  • Table 2 shows the ratio of the number of Ti nitrides having a maximum diameter of 6 nm or less.
  • Table 2 shows the ratio of the number of Ti nitrides having a maximum diameter of 6 nm or less.
  • Table 2 shows the ratio of the number of Ti nitrides having a maximum diameter of 6 nm or less.
  • For the ratio of the number of Ti nitrides with a maximum diameter of 6 nm or less use a photograph in which the cross-section of the test piece was photographed at 150,000 times using a transmission electron microscope and further expanded to 330,000 times.
  • the maximum diameter of each Ti nitride was measured with calipers, and the number distribution was calculated to calculate the ratio.
  • the measurement range was equivalent to 500 nm X 500 nm, and the maximum diameter was measured with 120 Ti nitrides per field of view, and this was measured for two fields of view.
  • Figure 1 shows the results of measuring the maximum diameter of Ti nitride.
  • Tensile strength was measured using a tensile tester manufactured by Instron Co., Ltd. after cutting out JIS No. 5 test pieces from the base steel plate before treatment and the test piece after treatment. Calculate the bow I tension strength ( ⁇ TS) of the base steel plate before treatment from the tensile strength of the treated specimen, and pass it if ⁇ TS is 300 MPa or more.
  • a TS is shown in Table 2 below.
  • Nos. 8 to 23 are examples that deviate from the requirement power defined in the present invention.
  • Nos. 8 to 10 are examples in which only the nitriding treatment was performed, and the amount of N becomes excessive and the weldability is getting worse.
  • Nos. 11 to 15 are examples where the nitriding temperature is high, and there are few Ti nitrides that are coherently precipitated. Moreover, weldability is getting worse due to the formation of coarse precipitates (particularly nitrides).
  • Nos. 8 to 9 since the amount of N is large, a large amount of clusters are formed in the steel, and the strength that can enhance the strength is large, so the weldability is reduced. In Nos.
  • Nos. 16 to 17 are examples in which the denitrification temperature is high, and there are few Ti nitrides that are coherently precipitated. In addition, coarse precipitates (especially nitrides) are formed, but the strength is high, but the weldability is getting worse.
  • Nos. 18 to 21 are examples where the Ti nitride precipitation temperature is low, and Ti nitride is not formed, resulting in insufficient strength.
  • No. 22 since the amount of effective Ti * is small, Ti nitride is not generated and the strength cannot be increased.
  • No. 23 has a large amount of effective Ti *, so Ti nitride with a maximum diameter of more than 20 nm is formed, and the strength increases, increasing the amount of force N, resulting in poor weldability.
  • a base steel plate (thickness lmm X width 40mm X length 21 Omm) of steel type A whose component composition is shown in Table 1 above was press-formed into a hat channel shape to obtain a molded product.
  • the forming height of the hat channel type is 60mm, and the punch bottom width is 48mm.
  • BHF blank pressing force
  • Rd die shoulder radius
  • the amount of strain in the vertical wall surface of the molded product was measured by measuring the plate thickness before and after press molding, It calculated from the following formula.
  • the plate thickness was measured at a position 30 mm away from the punch bottom in the height direction of the molded product and 20 mm away from the edge of the molded product in the plate width direction.
  • the results are shown in Table 3 below.
  • a strain amount of 0% means a state of a base steel plate that has not been press-formed.
  • the picker hardness (Hv) of the molded product immediately after molding instead of measuring the tensile strength of the molded product, the picker hardness (Hv) of the molded product immediately after molding, and the composition after nitriding, denitrifying, and Ti nitride precipitation.
  • the strength was evaluated.
  • the measurement position of hardness was the t / 2 position at the position where the plate thickness was measured.
  • t means the plate thickness.
  • Nos. 35 to 37 the conditions of nitriding treatment, denitrifying treatment or Ti nitride precipitation treatment do not satisfy the requirements specified in the present invention.
  • Nitride is not properly deposited.
  • No. 35 is only a nitriding treatment, and has a large amount of nitrogen and a large amount of coarse precipitates are formed, so that the weldability is poor.
  • No. 36 is in a two-phase region (hi + ⁇ ) due to the high denitrification temperature, and the amount of nitrogen is increasing. Therefore, weldability is poor.
  • the hardness is insufficient because of the few Ti nitrides that are coherently precipitated.
  • No. 37 has insufficient hardness due to the low number of Ti nitride precipitates due to the low temperature of Ti nitride precipitation.

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Abstract

　本発明は、窒化によって強化しても溶接性時にブローホールが発生するのを抑制できる高強度鋼材を提供する。また、こうした溶接性に優れた高強度鋼材を圧延負荷を軽減しながら製造できる方法を提供する。本発明は、Ｃ：０．０５％以下（質量％の意味。以下、化学成分について同じ。）、Ｓｉ：１％以下、Ｍｎ：１．５％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ａｌ：０．０５％以下、Ｔｉ：０．０２～０．３％、およびＮ　：０．０２０％以下を含み、金属組織はフェライト単相で、且つ最大径が２０ｎｍ以下のＴｉ窒化物が、１μｍ２当たり２５０個以上整合析出している高強度鋼材である。この高強度鋼材は、最大径が６ｎｍ以下のＴｉ窒化物の個数が、最大径が２０ｎｍ以下のＴｉ窒化物の個数に対して８０％以上になっている。

Description

明 細 書
溶接性に優れた高強度鋼材およびその製造方法
技術分野
[0001] 本発明は、加工性、溶接性、および強度特性に優れた鋼材に関するものであり、特 に自動車の車体の素材として好ましく用いられる鋼材に関するものである。
背景技術
[0002] 自動車業界では、車体の安全性を向上させる一方で、軽量化による低燃費の実現 が求められており、その素材として高強度鋼板の需要が増大している。
[0003] 従来、鋼板の強度は、鋼中に炭化物を析出させることによる析出強化や、 Siや Mn を添加することによる固溶強化、或いは低温変態生成物を生成させることによる強化 によって向上されていた。
[0004] ところが炭化物による析出強化では、炭素含有量を増大させると溶接性が劣化する ことがある。一方、 Siや Mn等の合金成分を多量に添加すると、化成処理性を劣化さ せたり、製造コストを高めることがある。また、合金成分を多量に添加すると、熱間圧 延ゃ冷間圧延時に鋼板の強度が高くなり過ぎるため、圧延荷重の増大を引き起こし 、所望サイズ (板厚と板幅）の鋼板を製造することが困難となる。
[0005] そこで特許文献 1には、素地鋼板に含まれる合金成分を少なくすることで、熱間圧 延ゃ冷間圧延時には強度が低ぐ圧延負荷を増大させることなく圧延でき、次いで圧 延後に焼鈍する際に窒化することで、鋼中に含まれる Tiを窒化物として析出させて 強度を高める技術が提案されてレ、る。し力 窒化処理時の雰囲気を制御することは 難しぐ鋼中に Nが過剰に固溶すると、溶接時にブローホールを発生して溶接強度を 劣化し、溶接性が悪くなる。特に上記特許文献 1では窒化して得られた窒化鋼コイル をそのまま常温まで冷却しているため、鋼中に Nが過剰に固溶している。従ってこの Nが溶接時にブローホールを発生するため溶接性が悪い。
特許文献 1：特表 2001— 507080号公報
発明の開示
発明が解決しょうとする課題 [0006] 本発明は、この様な状況に鑑みてなされたものであり、その目的は、窒化によって 強化しても溶接時にブローホールが発生するのを抑制できる高強度鋼材を提供する ことにある。また、本発明の他の目的は、こうした溶接性に優れた高強度鋼材を、圧 延負荷を軽減しながら製造できる方法を提供することにある。
課題を解決するための手段
[0007] 本発明者らは、鋼材の溶接性を劣化させることなぐ強度を高めた鋼材を圧延負荷 を軽減しつつ製造する方法を提供すベぐ鋭意検討を重ねてきた。その結果、熱間 圧延または冷間圧延して得られた素地鋼材を窒化し、次いで脱窒素処理と Ti窒化物 析出処理の順で行なえば、鋼中に Ti窒化物を析出させることができ、高強度化を実 現できること、このとき圧延時には Ti窒化物が析出していないため、圧延負荷を軽減 しつつ製造できること、またこうして得られた高強度鋼材は、鋼中に含まれる N量が 0 . 020%以下の鋼材に、最大径が 20nm以下の微細な Ti窒化物を整合析出している ため、溶接性を劣化させることなぐ鋼材の強度を高めることができることを見出し、本 発明を完成した。
[0008] 即ち、上記課題を解決することのできた本発明に係る高強度鋼材は、
C : 0. 05%以下（質量％の意味。以下、化学成分について同じ。）、
Si : l °/。以下、
Mn: l . 5%以下、
P : 0. 05%以下、
S : 0. 05%以下、
A1 : 0. 05。/。以下、
Ti: 0. 02〜0. 3%、および
N : 0. 020%以下を含み、
金属組織はフヱライト単相で、且つ最大径が 20nm以下の Ti窒化物が、 l z m2当 たり 250個以上整合析出している。
[0009] この高強度鋼材は、最大径カ nm以下の Ti窒化物の個数は、最大径が 20nm以 下の Ti窒化物の個数に対して 80%以上になっている。
[0010] 前記鋼材は、下記（1)式で算出される有効 Ti*量が 0. 02〜0. 08%になっている Ti* = [Ti] -48 X ( [C]/12 + [S] /32)
式中、 [ ]は、鋼材中に含まれる各元素の含有量（％)を示している。
[0011] 本発明の高強度鋼材は、熱間圧延または冷間圧延して得られた素地鋼材に、焼鈍 炉で、窒化処理、脱窒素処理、および Ti窒化物析出処理をこの順で行なうことにより 製造すること力 Sできる。具体的には、熱間圧延または冷間圧延後に、
(a) Ti : 0. 02-0. 3%と N : 0. 005%以下（0%を含まなレ、）を含む素地鋼材を、窒 化ガス含有雰囲気下で温度 500〜610°Cに加熱する窒化工程、
(b)窒化した鋼材を、窒化ガスを含まない雰囲気下で温度 500〜610°Cで放置する 脱窒素工程、
(c)脱窒素した鋼材を、温度 640〜750°Cに加熱する Ti窒化物析出工程、をこの順 で行なえばよい。
[0012] 前記窒化工程の雰囲気ガスは、水素、窒素、およびアンモニアを含む混合ガスで あることが好ましい。前記脱窒素工程の雰囲気ガスは、非酸化性ガスであることが好 ましレ、。前記 Ti窒化物析出工程の雰囲気ガスは、非酸化性ガスであることが好ましい
[0013] 前記窒化処理または前記窒化工程に先立って、前記素地鋼材を成形加工してもよ レ、。
[0014] 前記素地鋼材の形態は特に限定されず、例えば、鋼板であってもよレ、し、成形品で あってもよい。本発明では、素地鋼板に窒化処理、脱窒素処理、および Ti窒化物析 出処理をこの順で行なって得られたものを「高強度鋼板」とよび、素地鋼板を成形加 ェして得られた成形品に対して窒化処理、脱窒素処理、および Ti窒化物析出処理を この順で行なって得られたものを「高強度部材」とよぶ。
発明の効果
[0015] 本発明によれば、圧延後に、窒化処理しているため、圧延負荷を高めることなく Ti 窒化物による析出強化を利用できる。しかも窒化処理後に、脱窒素処理しているため 、鋼中に過剰に固溶した Nを除去することができる。さらに脱窒素処理後に Ti窒化物 析出処理することで、微細な Ti窒化物を整合析出させることができる。このようにして 得られる鋼材は、鋼中に含まれる N量が 0. 020%以下であるため、溶接性に優れて おり、し力も最大径が 20nm以下の微細な Ti窒化物が整合析出しているため、強度 も向上している。
図面の簡単な説明
[0016] [図 1]図 1は、 Ti窒化物の分布を示した図である。
[図 2]図 2は、表 2の No. 1の断面を透過型電子顕微鏡を用いて 15万倍で撮影した 写真（図面代用写真)である。
発明を実施するための最良の形態
[0017] まず、本発明の高強度鋼材を製造する方法について説明する。本発明の高強度鋼 材を製造するに当たっては、溶製して得られた圧延素材を、常法に従って熱間圧延（ 必要に応じて冷間圧延）して得られた素地鋼材に、窒化処理、脱窒素処理、および T i窒化物析出処理をこの順で行なう。
[0018] 上記圧延素材としては、 Tiを 0. 02-0. 3%含有し、 N量が 0. 005%以下（0%を 含まなレ、）の鋼を用いる。本発明では、この鋼を常法に従って熱間圧延（必要に応じ て冷間圧延）して得られた Tiを含む素地鋼材を後述する手順で窒化処理等すること で、 Ti窒化物を形成して強度を高めるのであるが、圧延素材が Tiと過剰な Nを含有し ていると、圧延までの間に圧延素材中に Ti窒化物が析出し、圧延素材の強度が高く なり、圧延負荷を軽減できないからである。なお、圧延素材の N量を 0. 005%以下に 抑えるには、溶製段階で溶鋼を脱ガス処理等して脱 Nしておけばよい。
[0019] 上記圧延素材に含まれる Tiは、圧延後の工程で Ti窒化物を析出させて素地鋼材 の強度を高めるために、 0. 02%以上であるのがよぐより好ましくは 0. 025%以上、 更に好ましくは 0. 03%以上である。しかし過剰に含有すると、 Ti窒化物が粗大化し 易くなり、却って素地鋼材の強度を低下させる他、最終的に得られる高強度鋼材に 含まれる N量が増えるため溶接性が劣化する。従って Tiは 0. 3%以下、好ましくは 0 . 2%以下、より好ましくは 0. 1%以下である。
[0020] 圧延して得られた素地鋼材に、（a)窒化ガス含有雰囲気下で温度 500〜610°Cに 加熱する窒化処理（以下、この処理工程を窒化工程とよぶことがある）、（b)窒化した 鋼材を、窒化ガスを含まない雰囲気下で温度 500〜610°Cで放置する脱窒素処理（ 以下、この処理工程を脱窒素工程とよぶことがある）、（c)脱窒素した鋼材を、温度 64 0〜750°Cに加熱する Ti窒化物析出処理（以下、この処理工程を Ti窒化物析出ェ 程とよぶことがある）を施す。
[0021] 窒化工程では、 Tiを含有する素地鋼材を窒化ガス含有雰囲気下で、比較的低温 で加熱することで、鋼中に Tiと Nのクラスターを形成し、次の脱窒素工程で、前の窒 化工程で鋼中に過剰に導入された固溶 Nを鋼中から除去して鋼中の N量を低減す る。このように窒化処理した後に、脱窒素処理すると、窒化によって鋼中に過剰に導 入された固溶 Nは鋼中から除去される力 窒化工程で鋼中に形成された Tiと Nのクラ スター中の Nは脱窒素されない。従って脱窒素後に、後述するように加熱すれば、 Ti と Nのクラスタ一は鋼中に Ti窒化物となって析出し、鋼材の強度を高めることができる
[0022] なお、窒化した後に、脱窒素せずに室温まで冷却すると、鋼中に過剰に導入された 固溶 Nが冷却途中で Fe窒化物（例えば、 Fe Nや Fe Nなど）を形成する。この Fe
4 16 2
窒化物は、鋼材の強度向上には殆ど寄与しないにもかかわらず、鋼中に含まれる N 量を増大させるため、溶接性を劣化させる原因となる。また Fe窒化物が一旦形成さ れると、再加熱しても脱窒素できない。
[0023] 脱窒素工程の後は、 Ti窒化物析出工程において比較的高温に加熱することで、 Ti と Nのクラスターを Ti窒化物として鋼中に析出させて鋼材の強度を高める。この Ti窒 化物析出工程では、比較的高温に加熱しても、前の脱窒素工程で、鋼中に過剰に 導入された Nを除去してレ、るため、素地鋼材がオーステナイトィヒして Ti窒化物が整合 析出するのを阻害したり、 Ti窒化物が粗大化することはない。
[0024] 以下、（a)窒化工程， （b)脱窒素工程および (c) Ti窒化物析出工程の各工程につ いて詳細に説明する。
[0025] (a)窒化工程では、 Tiを含む素地鋼材を窒化ガス含有雰囲気下で 500〜610°Cに 加熱して窒化する。 500〜610°Cの比較的低温で窒化することで、鋼中に Tiと Nのク ラスターを形成することができる。し力 500°C未満では、 Tiと Nのクラスターが形成さ れず、窒化によって鋼中に導入された Nは、固溶 Nとして存在する。そのため窒化後 に脱窒素処理すると、この固溶 Nは鋼中から除去されるため、 Ti窒化物析出工程で Ti窒化物を析出させることができない。従って窒化処理温度は 500°C以上とし、好ま しくは 510°C以上、より好ましくは 520°C以上である。し力 610°Cを超えると、母材が オーステナイト化して Ti窒化物が整合析出せず、鋼材の強度を高めることができなレヽ 。また粗大な Ti窒化物が生成したり、他の元素の窒化物が生成するため、最終的に N量が増大し、溶接性が劣化する。従って窒化処理温度は 610°C以下とし、好ましく は 600°C以下である。
[0026] 上記窒化工程は、窒化ガスを含む雰囲気下で行なう。窒化ガスとしては、例えばァ ンモユアを用いることができ、残部は非酸化性ガスであればよレ、。非酸化性ガスとし ては、例えば水素やヘリウム、アルゴン、窒素などのガスを用いることができ、これらの ガスを単独で、或いは混合して用いればよレ、。なお、窒素ガスは、 500〜610°Cでは 窒化能力がないため、窒化ガスとしては用いることができない。
[0027] 上記窒化工程は、特に、水素，窒素，およびアンモニアを含む混合ガス雰囲気下 で行なうのがよい。混合ガスとして、水素と窒素にアンモニアを混合したガスを用いる ことで、窒化速度を一段と大きくすることができる。混合ガスに占めるアンモニアガス の分率は、体積％で、 1%以上であることが好ましぐより好ましくは 3%以上である。 し力しアンモニアガスの分率が大きすぎると、窒化ポテンシャルが高くなり過ぎて、鋼 材の表面に厚い Fe窒化物層が形成されるため、脱窒素に時間がかかり、経済的に 好ましくなレ、。従って上記アンモニアガスの分率は、体積0 »で、 10%以下であること が好ましぐより好ましくは 8%以下である。
[0028] (b)脱窒素工程は、窒化ガスを含まない雰囲気下で 500〜610°Cで行なうのがよい 。 500〜610°Cの比較的低温で脱窒素することで、前の窒化工程で鋼中に過剰に導 入された固溶 Nを除去できる。しかし 500°C未満では、脱窒素不足となり、鋼中に固 溶 Nが多く残る。そのため最終的に鋼中の N量が多くなり、溶接性が劣化する。また、 固溶 Nを多く含む鋼材に後工程で Ti窒化物析出処理を施すと、該処理時に母材が オーステナイ H匕するため、最終的に Ti窒化物がフェライト中に整合析出せず、強度 を高めることができなレ、。従って脱窒素処理温度は 500°C以上とし、好ましくは 510 °C以上、より好ましくは 520°C以上である。し力、し 610°Cを超えると、母材がオーステ ナイト化するため、 Ti窒化物がフェライト中に整合析出しなくなる。また脱窒素し終わ るまでに Ti窒化物が粗大化したり、他の元素の窒化物が生成するため、最終的に N 量が増大し、溶接性が劣化する。従って脱窒素処理温度は 610°C以下、好ましくは 6 00°C以下である。
[0029] 上記脱窒化工程は、窒化ガスを含まない雰囲気下で行なう。窒化した素地鋼材か ら固溶 Nを脱窒素するためである。
[0030] 雰囲気ガスとしては、上記（a)で例示した非酸化性ガスを用いることができる。鋼材 表面の酸化を防止するためである。但し、非酸化性ガスとして窒素ガスを用いる場合 は、窒素ガス量は 10体積％以下にするのがよい。脱窒素を効率良く行なうためであ る。
[0031] (c)脱窒素した鋼材は、 640〜750°Cに加熱して Ti窒化物を析出させる。 Ti窒化物 析出工程では、窒化工程や脱窒素工程よりも相対的に高温に加熱することで、窒化 工程で鋼中に形成した Tiと Nのクラスターを鋼中に Ti窒化物として析出させることが できる。 Ti窒化物が析出することで、鋼材が高強度化する。このとき前工程の脱窒素 工程で、鋼中に過剰に導入された Nを除去しているため、 640°C以上に加熱しても 母材はオーステナイトィ匕せず、フェライト領域内で Ti窒化物を析出させることができる 。そのため Ti窒化物析出工程の後、室温まで冷却すると、 Ti窒化物がフェライト中に 整合析出した鋼材を得ることができる。し力 640°C未満では、クラスター内の Nの拡 散が不充分となり、 Ti窒化物が析出せず、鋼材の強度を充分に高めることができな レ、。なお、 Ti窒化物析出処理温度を低くしても、処理時間を長くすれば Ti窒化物を 析出させることはできる力 生産効率が低下するため好ましくない。従って Ti窒化物 析出処理温度は 640°C以上とし、好ましくは 650°C以上である。しかし 750°Cを超え ると母材がオーステナイト化し、 Ti窒化物がフェライト中に整合析出しなくなり、鋼材 の強度を高めることができなレ、。従って Ti窒化物析出処理温度は 750°C以下とし、好 ましくは 730°C以下、より好ましくは 700°C以下である。
[0032] 上記 Ti窒化物析出工程の雰囲気ガスの種類は特に限定されなレ、が、上記（a)で例 示した非酸化性ガスを用いるのが好ましい。鋼材表面の酸化を防止するためである。 なお、非酸化性ガスとして、窒素を含むガスを用いてもよいが、鋼中に固溶する N量 を増加させて冷却途中で Fe窒化物を析出させないためにも、混合ガスに占める窒素 の分率は、体積％で、 10%以下に抑えるのがよい。
[0033] 上記素地鋼材の形態は特に限定されず、例えば、鋼板であってもよレ、し、成形品で あってもよい。
[0034] 上記素地鋼材が鋼板の場合は、溶製して得られた圧延素材を常法に従って熱間 圧延 (必要に応じて冷間圧延）して得られた素地鋼板を、窒化処理、脱窒素処理、 Ti 窒化物析出処理すればょレ、。
[0035] なお、素地鋼材が鋼板の場合には、その厚みは特に限定されなレ、が、 自動車の車 体用の素材としては薄鋼板が用いられることが多い。薄鋼板の厚みは一般に 3mm 未満である。好ましくは 2mm以下、より好ましくは 0. 6〜： 1. 5mm程度である。
[0036] 上記素地鋼材が成形品の場合は、上記窒化処理 (窒化処理工程）に先立って、成 形加工 (例えば、プレス成形）すればよい。即ち、溶製して得られた圧延素材を、常 法に従って熱間圧延 (必要に応じて冷間圧延）した後、成形加工し、これを窒化処理 、脱窒素処理、 Ti窒化物析出処理すればよい。
[0037] 成形加工の種類は特に限定されず、プレス成形の他、へら絞り成形やロールフォ 一ミング等であってもよい。成形加工の条件も特に限定されず、常法の条件に従って 成形すればよい。
[0038] 上述した本発明の製造方法で得られた高強度鋼材の表面には、必要に応じて、溶 融亜鉛めつきや合金化溶融亜鉛めつき、電気亜鉛めつきなどを施してもよいし、種々 の皮膜塗装を行なってもよい。
[0039] こうして得られた本発明の高強度鋼材は、 N量が 0. 020%以下（0%を含まない） であり、該鋼材の金属組織は、フェライト単相で、且つ最大径が 20nm以下の Ti窒化 物が、： m2当たり 250個以上整合析出している。以下、本発明の高強度鋼材につ いて詳細に説明する。
[0040] 本発明の高強度鋼材の金属組織はフェライト単相になっており、この高強度鋼材に 含有する N量は 0. 020%以下である。 N量が 0. 020%以下に抑えられていることで 、この鋼材を溶接してもブローホールは発生せず、溶接性を改善できる。そして本発 明の高強度鋼材は、 N量が 0. 020%以下に抑えられた上で、最大径が 20nm以下 の微細な Ti窒化物が、： m2当たり 250個以上整合析出していることで、高強度化 を実現できる。上記 N量は 0. 019%以下であることが好ましぐより好ましくは 0. 018 %以下である。
[0041] また、整合析出している Ti窒化物は、 1 /i m2当たり 255個以上であるのが好ましぐ より好ましくは 260個以上である。 Ti窒化物は、高強度鋼材に含まれる N量が 0. 02 %を超えない範囲で、できるだけ多く生成していることが好ましい。
[0042] なお、整合析出とは、 Ti窒化物と Fe (母材）の界面において、界面を挟む両側の原 子力 ^対 1に対応しており、連続的につながって析出していることを意味し、 Ti窒化物 が整合析出しているかどうかは、例えば、電界放出型透過型電子顕微鏡 (Fe— TE M ; Field Emission Transmission Electron Microscope)で観祭したとさに 、析出物の周囲に整合歪によるコントラストが有るか無いかを観察することで確認でき る。
[0043] 上記 Ti窒化物の最大径は、高強度鋼材の断面を透過型電子顕微鏡を用いて 10 万倍で撮影し、これを更に引き伸ばして最終的に 25万倍とした写真を用レ、、ノギスを 用いて測定すればよい。
[0044] 本発明の高強度鋼材は、最大径が 6nm以下の Ti窒化物の個数が、最大径が 20η m以下の Ti窒化物の個数に対して 80%以上になっている。即ち、本発明の高強度 鋼材は、最大径が 6nm以下の超微細 Ti窒化物が多数生成した鋼材である。
[0045] 最大径が 6nm以下の Ti窒化物の個数の割合を算出するには、高強度鋼材の断面 を透過型電子顕微鏡を用いて 15万倍で撮影し、これを更に引き伸ばして最終的に 3 3万倍とした写真を用レ、、個々の Ti窒化物の最大径をノギスで測定し、個数分布を求 めて割合を算出すればよレヽ。測定範囲は 500nm X 500nm相当分とし、 1視野当た り 120個の Ti窒化物について最大径を測定し、これを 2視野について測定すればよ レ、。
[0046] 本発明の高強度鋼材は、該鋼材の断面を透過型電子顕微鏡を用いて 1万倍で観 察したときに、最大径が lOOnm以上の粗大な析出物が認められないことが好ましい 。粗大な析出物が多くなると、伸びフランジ性が劣化するからである。
[0047] なお、析出物とは、 Tiの窒化物の他に、炭化物や硫化物、 A1窒化物、酸化物系介 在物（例えば、 Al O、 Si〇など）などを指す。 [0048] 本発明の高強度鋼材は、 C, Sおよび Tiを含有し、下記（1)式で算出される有効 Ti *量が 0· 02-0. 08%であるのがよい。
Ti* = [Ti] -48 X ( [C]/12 + [S] /32)
式中、 [ ]は、鋼材中に含まれる各元素の含有量（％)を示している。
[0049] 有効 Ti*量とは、 Nと結合し得る Ti量を意味している。 Ti*が 0. 02%未満では、 Ti 窒化物量が少ないことを示しており、鋼材の強度を高めることができなレ、。従って Ti* は 0. 02%以上であることが好ましぐより好ましくは 0. 025%以上である。しかし Ti* が 0. 08%を超えると、窒化時に素地鋼材に導入される N量が多くなり、最終的に鋼 材に含有される N量が多くなるため、溶接性が劣化する。従って Ti*は 0. 08%以下 であることが好ましぐより好ましくは 0. 075%以下である。
[0050] 本発明の高強度鋼材の成分組成が、上記（1)式を満足するように調整するには、 素地鋼材を製造する際に、 C, Sおよび Tiの含有量が、上記（1)式を満足するように 成分調整すればよい。
[0051] 本発明の高強度鋼材の具体的な成分組成は特に限定されないが、 Cと Sの好まし い含有量は、以下の通りである。
[0052] C : 0. 05%以下（0%を含まない）
Cは、鋼材の強度を確保するために重要な元素である力 鋼材の金属組織をフェラ イト単相にするには、 Cは 0. 05%以下であるのがよい。また Cは Tiと結合して Ti炭化 物を形成し、有効 Ti*量を低下させるため、 Cはできるだけ少ない方がよい。 Cはより 好ましくは 0. 03%以下であり、更に好ましくは 0. 01%以下である。
[0053] S : 0. 05%以下（0%を含まない）
Sは、 Tiと結合して Ti硫化物 [二硫化チタン (TiS ) ]を形成し、有効 Ti*量を低下さ
2
せるため、 Sはできるだけ少ない方がよレ、。従って Sは 0. 05%以下であるのが好まし く、より好ましくは 0. 03%以下、更に好ましくは 0. 01 %以下である。なお、 Sは不可 避的に 0. 0005%程度含有している。
[0054] 本発明の高強度鋼材は、圧延負荷を軽減するために、合金成分をできるだけ含ま ない方がょレ、が、通常、 Siや Mn， P， A1を含有している。これらの元素の好ましい範 囲は以下の通りである。 [0055] Si : 1 %以下（0%を含まない）
Siを過剰に含有するとメツキ性が悪くなる。従って Siは 1%以下であることが好ましく 、より好ましくは 0. 5%以下、更に好ましくは 0. 3%以下である。但し、 Siは、固溶強 化によって鋼材の強度を高めるのに作用する。従って Siは 0. 01 %以上 (好ましくは 0 . 05%以上)含有していてもよい。
[0056] Mn: l . 5%以下（0%を含まない）
Mnを過剰に含有するとメツキ性が悪くなる。従って Mnは 1. 5%以下であることが 好ましぐより好ましくは 1 %以下、更に好ましくは 0. 5%以下である。但し、 Mnは、 Si と同様に、固溶強化によって鋼材の強度を高めるのに作用する。従って Mnは 0. 01 %以上（好ましくは 0. 1 %以上)含有していてもよい。
[0057] P : 0. 05%以下（0%を含まない）
Pを過剰に含有すると、溶接割れを起こし易くなる。従って Pは 0. 05%以下である ことが好ましぐより好ましくは 0. 03%以下、更に好ましくは、 0. 01%以下である。な お、 Pは不可避的に 0. 001 %程度含有している。
[0058] Α1 : 0· 05%以下（0%を含まない）
A1は、 Νと結合して A1窒化物を形成し、鋼中の Νを消費して Ti窒化物の形成を阻 害する元素である。また A1窒化物を形成することで鋼材に含まれる N量を増大し、溶 接性を劣化させる。従って A1は 0. 05%以下であることが好ましぐより好ましくは 0. 0 4%以下、更に好ましくは 0. 03%以下である。なお、 A1を脱酸元素として添加する場 合には 0. 01 %以上含有していてもよぐより好ましくは 0. 02%以上である。
[0059] 本発明の高強度鋼材の残部は、鉄および不可避不純物（例えば、トランプ元素）で あってもよレヽ。
[0060] 本発明の鋼板は、高強度で、し力、も溶接性に優れているため、例えば、 自動車のサ スペンション部品や、各種メンバー類、シル、ビラ一類、更にはドアインパクトビームな どの補強部品用の素材として用いることができる。また、本発明には、素地鋼板を成 形加工した後に、窒化処理、脱窒素処理、および Ti窒化物析出処理をこの順で行な つて得られた高強度部材 (例えば、 自動車のサスペンション部品や、各種メンバー類 、シル、ビラ一類、更にはドアインパクトビームなどの補強部品）も包含される。また、 本発明の高強度部材は、建築用途や土木用途などにも適用可能である。
[0061] 以下、本発明を実施例によって更に詳細に説明するが、下記実施例は本発明を限 定する性質のものではなぐ前 ·後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更して実 施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれる。
実施例 1
[0062] 下記表 1に示す成分組成の鋼 (残部は Feおよび不可避不純物）を真空溶解して得 られた圧延素材を、 1250°Cに加熱し、仕上げ温度を 950°C、卷取り温度を 600°Cと して熱間圧延し、厚み 2mmの熱間圧延材を得た。表 1には、熱間圧延材に含まれる C, Sおよび Ti含有量から上記（1)式で算出した有効 Ti*量を合わせて示す。
[0063] 次に、得られた熱間圧延材の表面と裏面を夫々研削して厚み lmmの素地鋼板を 得た。得られた素地鋼板力 切り出した試験片の表面を脱脂した後、焼鈍炉へ装入 し、窒化処理、脱窒素処理および Ti窒化物析出処理をこの順で行なった。
[0064] 窒化処理は、下記表 2に示す温度に加熱して 2時間行った。窒化処理は、水素を 7 1. 25体積％、窒素を 23. 75体積％、アンモニアガスを 5体積％含む混合ガス雰囲 気で行なった。脱窒素処理は、下記表 2に示す温度で 4時間行った。脱窒素処理は 、水素ガス雰囲気で行なった。 Ti窒化物析出処理は、下記表 2に示す温度で 4時間 行った。 Ti窒化物析出処理は、水素ガス雰囲気で行なった。
[0065] なお、表 2に示す No. 8〜： 10については、窒化処理のみを行ない、脱窒素処理と T i窒化物析出処理は行なっていない。
[0066] 次に、処理後の試験片に含まれる N量を、不活性ガス融溶解熱伝導度法で測定し た。測定結果を下記表 2に示す。また、処理後の試験片の金属組織を下記手順で観 察するとともに、引張強度と溶接性を下記手順で夫々評価した。
[0067] 試験片の金属組織は、厚み方向の断面をナイタール腐食した後、光学顕微鏡を用 レ、て 400倍で観察し、フェライト単相であることを確認した。
[0068] また、試験片の断面を透過型電子顕微鏡を用いて 1万倍で、 10視野観察し、試験 片に析出している析出物の大きさを測定して、最大径が lOOnm以上の粗大な析出 物の個数を求めた。最大径が lOOnm以上の粗大な析出物の個数力 1 / m2当たり 0個の場合を「粗大析出物が無い」、 1〜： 10個の場合を「粗大析出物が少ない」、 11 個以上の場合を「粗大析出物が多い」と評価した。評価結果を下記表 2に示す。また 、表 2の No. 1の断面を透過型電子顕微鏡を用いて 15万倍で撮影した写真（図面代 用写真)を図 2に示す。
[0069] また、析出物の成分分析を抽出レプリカを用い、透過型電子顕微鏡 (TEM)に付 属するエネルギー分散型 X線検出器（EDX; energy dispersive X-ray spectr ometer)で分析し 7こ。
[0070] また、 Ti窒化物が整合析出しているかどうかは、 Fe—ΤΕΜを用いて観察し、析出 物の周囲に整合歪によるコントラスト (整合歪コンター）が有るか無レ、かを観察するこ とで確認した。整合歪コンターが無い場合を整合析出していないと判断し、整合歪コ ンターが有る場合を整合析出していると判断した。
[0071] 整合析出している Ti窒化物の最大径は、試験片の断面を透過型電子顕微鏡を用 レ、て 10万倍で撮影し、これを更に引き伸ばして最終的に 25万倍とした写真を用い、 ノギスで測定した。表 2に最大径が 20nm以下の Ti窒化物の 1 /i m2当たりの個数を 示す。
[0072] また、最大径が 6nm以下の Ti窒化物の個数の割合を表 2に示す。最大径が 6nm 以下の Ti窒化物の個数の割合は、試験片の断面を透過型電子顕微鏡を用いて 15 万倍で撮影し、これを更に引き伸ばして最終的に 33万倍とした写真を用レ、、個々の Ti窒化物の最大径をノギスで測定し、個数分布を求めて割合を算出した。測定範囲 は 500nm X 500nm相当分とし、 1視野当たり 120個の Ti窒化物にっレ、て最大径を 測定し、これを 2視野について測定した。図 1に Ti窒化物の最大径を測定した結果を 示す。
[0073] 引張強度は、処理前の素地鋼板と処理後の試験片から夫々 JIS5号試験片を切り 出し、インストロン社製の引張試験機を用いて測定した。処理後の試験片の引張強 度から処理前の素地鋼板の弓 I張強度を弓 Iレ、た値（ Δ TS)を算出し、 Δ TSが 300MP a以上の場合を合格とする。 A TSを下記表 2に示す。
[0074] 溶接性は、処理後の試験片同士をアーク溶接し、ブローホールの発生の有無を観 察して評価した。アーク溶接は、試験片（厚み lmm)から 70mm X 400mmの試験片 を切り出し、重ね代を 5mmとし、重ね隅肉 COアーク溶接を行なった。溶接ワイヤは 、株式会社神戸製鋼所製の「YGW12」 ( φ 0. 8mm)を用いた。溶接後、ビードを 30 0mm長さに施工し、ビード全長について X線透過試験を行レ、、ブローホールの発生 の有無を観察した。ブローホール力 個でも測定された場合を「溶接性が悪レ、」と評 価した。下記表 2では、溶接性が良い場合を〇、溶接性が悪い場合を Xで示した。
[表 1]
Figure imgf000016_0001
[0076] [表 2]
Figure imgf000016_0002
[0077] 表 1および表 2から次のように考察できる。 No.：!〜 7は、本発明で規定する要件を 満足する例であり、圧延後に窒化しているため、圧延負荷を軽減しつつ高強度鋼板 を製造できている。こうして得られた高強度鋼板は、最大径が 20nm以下の Ti窒化物 1S 1 μ ΐη2当たり 250個以上整合析出しているため強度が高ぐ N量が 0. 020%以 下のため、溶接性も良好である。
[0078] 一方、 No. 8〜23は、本発明で規定する要件力 外れる例である。 No. 8〜： 10は 、窒化処理のみを行なった例であり、 N量が過剰となり、溶接性が悪くなつている。 N o. 11〜15は、窒化処理温度が高い例であり、整合析出している Ti窒化物が少ない 。また、粗大な析出物（特に、窒化物）が生成することにより溶接性が悪くなつている。 特に No. 8〜9では、 N量が多いため鋼中に多量のクラスターが生成し、強度を高め ることができている力 N量が多いため溶接性が低下している。 No. 10〜： 15では、窒 化温度が高いため、鋼中に多量の Nが入り、粗大な窒化物を生成している。この粗大 な窒化物は、強度を高めるのに寄与するが、一度生成すると分解し難いため、微細 な Ti窒化物が生成し難くなる。
[0079] No. 16〜17は、脱窒素処理温度が高い例であり、整合析出している Ti窒化物が 少ない。また、粗大な析出物（特に、窒化物）が生成することにより強度は高いが、溶 接性が悪くなつている。 No. 18〜21は、 Ti窒化物析出処理温度が低い例であり、 Ti 窒化物が生成しておらず強度不足となる。 No. 22は、有効 Ti*量が少ないため、 Ti 窒化物が生成しておらず、強度を高めることができていない。 No. 23は、有効 Ti*量 が多いため最大径が 20nmを超える Ti窒化物を形成し、強度は高くなつている力 N 量を増大させて溶接性が悪くなつている。
実施例 2
[0080] 成分組成が上記表 1に示した鋼種 Aの素地鋼板（厚み lmm X幅 40mm X長さ 21 Omm)を、ハットチャンネル形にプレス成形して成形品を得た。ハットチャンネル形の 成形高さは 60mm、パンチ底幅は 48mmである。
[0081] 成形時には、成形品の縦方向の壁面における歪量を変化させるために、ブランク 押さえ力（BHF)とダイ肩半径（Rd)の条件を変えた。 BHFは、 2〜5tfの範囲で変化 させ、 Rdは、 3mmまたは 5mmで行なった。成形時の BHFと Rdを下記表 3に示す。
[0082] 成形品の縦方向の壁面における歪量は、プレス成形前後における板厚を測定し、 下記式から算出した。板厚の測定位置は、パンチ底から成形品の高さ方向へ 30mm 離れた位置で、且つ成形品の端から板幅方向に 20mm離れた位置とした。結果を下 記表 3に示す。なお、歪量が 0%とは、プレス成形を行なっていない素地鋼板ままの 状態を意味する。
歪量 = (プレス成形前の板厚一プレス成形後の板厚） Zプレス成形前の板厚 X 100
[0083] 得られた成形品の表面を脱脂した後、焼鈍炉へ装入し、窒化処理、脱窒素処理お よび Ti窒化物析出処理をこの順で行なった。
[0084] 窒化処理、脱窒化処理および Ti窒化物析出処理における温度は下記表 3に通りで あり、処理温度以外の条件は、上記実施例 1と同じである。
[0085] なお、表 3に示す No. 35については、窒化処理のみを行ない、脱窒素処理と Ti窒 化物析出処理は行なっていない。
[0086] 次に、処理後の成形品に含まれる N量、金属組織 (粗大析出物の有無、最大径が 2
Onm以下の Ti窒化物の 1 μ m2当たりの個数）、と溶接性を上記実施例 1と同じ手順 で夫々評価した。
[0087] また、成形品の引張強度を測定する代わりに、成形直後における成形品のピッカー ス硬さ（Hv )と、窒化処理、脱窒素処理および Ti窒化物析出処理した後における成
1
形品のビッカース硬さ（Hv )を夫々測定し、硬さの差 Δ Ην ( Δ Ην二 Hv— Hv )を算
2 2 1 出して強度を評価した。硬さの測定位置は、上記板厚を測定した位置における t/2 位置とした。 tは板厚を意味する。
[0088] [表 3]
Figure imgf000018_0001
[0089] 表 3から次のように考察できる。 No. 31〜No. 34では、硬さの差が大きぐし力も溶 接性に優れた高強度部材が得られている。 No. 31と No. 32〜34を比較すると、プ レス成形しても (No. 31)、プレス成形しなくても（No. 32〜34)、 Ti窒化物析出処理 による効果は得られる。また、 No. 32〜34を比較すると、成形加工時の歪量を変化 させても、窒化処理等の前後における硬さの変化、 Ti窒化物析出処理後の窒素量、 Ti窒化物析出処理後の Ti窒化物の密度などが殆ど変化しないことがわかる。
一方、 No. 35〜37は、いずれも窒化処理、脱窒処理または Ti窒化物析出処理の 条件が、本発明で規定している要件を満足していないため、処理後の成形品中に Ti 窒化物が適切に析出していない。 No. 35は、窒化処理のみであり、窒素量が多ぐ 粗大析出物が多く生成しているため、溶接性が悪い。 No. 36は、脱窒素処理の温 度が高いため、二相域（ひ + γ )となり、窒素量が多くなつている。そのため、溶接性 が悪い。また、整合析出している Ti窒化物が少ないため、硬さ不足になっている。 No . 37は、 Ti窒化物析出処理の温度が低いため、 Ti窒化物の析出数が少なぐ硬さ不 足になっている。

Claims

請求の範囲
[1] C :0. 05%以下（質量％の意味。以下、化学成分について同じ。）、
Si:l°/。以下、
Mn:l. 5%以下、
P :0. 05%以下、
S :0.05%以下、
A1:0.05%以下、
Ti:0.02〜0. 3%、および
N :0.020%以下を含み、
金属組織はフェライト単相で、且つ最大径が 20nm以下の Ti窒化物が、 1/im2当 たり 250個以上整合析出していることを特徴とする高強度鋼材。
[2] 最大径が 6nm以下の Ti窒化物の個数力 最大径が 20nm以下の Ti窒化物の個数 に対して 80%以上である請求項 1に記載の高強度鋼材。
[3] 前記鋼材は、下記（1)式で算出される有効 Ti*量が 0.02〜0.08%である請求項
1に記載の高強度鋼材。
Ti* = [Ti]-48X ([C]/l2+[S]/32)
式中、 [ ]は、鋼材中に含まれる各元素の含有量（％)を示している。
[4] 素地鋼材に、窒化処理、脱窒素処理、および Ti窒化物析出処理をこの順で行なう ことを特徴とする高強度鋼材の製造方法。
[5] (a)Ti:0. 02-0. 3%と N:0.005%以下を含む素地鋼材を、窒化ガス含有雰囲 気下で温度 500〜610°Cに加熱する窒化工程、
(b)窒化した鋼材を、窒化ガスを含まない雰囲気下で温度 500〜610°Cで放置す る脱窒素工程、
(c)脱窒素した鋼材を温度 640〜750°Cに加熱する Ti窒化物析出工程、 をこの順で行なうことを特徴とする高強度鋼材の製造方法。
[6] 前記窒化工程の雰囲気ガスが、水素、窒素、およびアンモニアを含む混合ガスで ある請求項 5に記載の製造方法。
[7] 前記脱窒素工程の雰囲気ガスが、非酸化性ガスである請求項 5に記載の製造方法 前記 Ti窒化物析出工程の雰囲気ガスが、非酸化性ガスである請求項 5に記載の製 造方法。
前記窒化処理または前記窒化工程に先立って、前記素地鋼材を成形加工する請 求項 5に記載の製造方法。
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