JP6379731B2

JP6379731B2 - 高強度鋼材およびその製造方法

Info

Publication number: JP6379731B2
Application number: JP2014131575A
Authority: JP
Inventors: 河野　佳織; 佳織河野; 顕吾畑
Original assignee: Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2014-06-26
Filing date: 2014-06-26
Publication date: 2018-08-29
Anticipated expiration: 2034-06-26
Also published as: JP2016008349A

Description

本発明は、高強度鋼材およびその製造方法に係り、特に、衝撃荷重負荷時における割れの発生が抑制され、衝撃吸収部材の素材として好適な１４００ＭＰａ超級の高強度鋼材およびその製造方法に関する。

近年、地球環境保護の観点から、自動車からのＣＯ_２排出量の低減の一環として、自動車車体の軽量化が求められており、自動車用鋼材の高強度化が指向されている。これは、鋼材の強度を向上させることにより、自動車用鋼材の薄肉化が可能となるためである。一方、自動車の衝突安全性向上に対する社会的要求もいっそう高くなっており、単に鋼材の高強度化だけでなく、走行中に衝突した場合の耐衝撃性に優れた鋼材の開発も望まれている。

ここで、衝突時の自動車用鋼材の各部位は、数１０（ｓ^−１）以上の高いひずみ速度で変形を受けるため、動的強度特性に優れた高強度鋼材が要求される。

このような高強度鋼材として、静動差（静的強度と動的強度との差）が高い低合金加工誘起変態型（ＴＲＩＰ型）鋼、またはマルテンサイトが主体の第２相を有する複相組織鋼といった高強度複相組織鋼材が知られている。

低合金ＴＲＩＰ型鋼に関しては、例えば、特許文献１に、動的変形特性に優れたＴＲＩＰ型高強度鋼板が開示されている。

また、マルテンサイトが主体の第２相を有する複相組織鋼板に関しては、下記のような発明が開示されている。

特許文献２には、微細なフェライト粒からなり、結晶粒径が１．２μｍ以下のナノ結晶粒の平均粒径ｄＳと、結晶粒径が１．２μｍを超えるミクロ結晶粒の平均結晶粒径ｄＬとがｄＬ／ｄＳ≧３の関係を満足する、強度と延性とのバランスに優れ、静動差が１７０ＭＰａ以上である高強度鋼板が開示されている。

特許文献３には、平均粒径が３μｍ以下のマルテンサイトと平均粒径が５μｍ以下のマルテンサイトの２相組織からなり、静動比が高い耐衝撃性に優れる自動車用高張力熱延鋼板が開示されている。そして、特許文献４には、平均粒径が３．５μｍ以下のフェライト相を７５％以上含有し、残部組織が実質的に焼き戻しマルテンサイトからなる衝撃吸収特性に優れる冷延鋼板が開示されている。

特許文献５には、予変形を加えてフェライトとマルテンサイトから構成される２相組織とし、５×１０^２〜５×１０^３／ｓの歪速度における静動差が６０ＭＰａ以上を満足する冷延鋼板が開示されている。さらに、特許文献６には、８５％以上のベイナイトとマルテンサイトなどの硬質相のみからなる耐衝撃特性に優れた高強度熱延鋼板が開示されている。

特開平１１−８０８７９号公報特開２００６−１６１０７７号公報特開２００４−８４０７４号公報特開２００４−２７７８５８号公報特開２０００−１７３８５号公報特開平１１−２６９６０６号公報国際公開第２００５／０１０３９６号国際公開第２００５／０１０３９７号国際公開第２００５／０１０３９８号

佐藤健太郎、比良隆明、吉武明英、「高強度鋼板を適用した自動車部材の高速変形特性」、塑性と加工、２００５年７月、第４６巻、第５３４号、ｐ６４１〜６４５

従来の衝撃吸収部材の素材である鋼材（以下、単に「鋼材」ともいう。）には、以下のような課題がある。すなわち、衝撃吸収部材（以下、単に「部材」ともいう。）の衝撃吸収エネルギーを向上するには、鋼材の高強度化が必須である。

しかしながら、非特許文献１に、衝撃吸収エネルギーを決定づける平均荷重（Ｆ_ａｖｅ）が、
Ｆ_ａｖｅ∝（σＹ・ｔ^２）／４
σＹ：有効流動応力
ｔ：板厚
として与えられることが開示されているように、衝撃吸収エネルギーは鋼材の板厚に大きく依存する。したがって、単に鋼材を高強度化することだけでは、衝撃吸収部材について薄肉化と高衝撃吸収性能とを両立させることには限界がある。

ところで、例えば、特許文献７〜９にも開示されるように、部材の衝撃吸収エネルギーはその形状にも大きく依存する。すなわち、塑性変形仕事量を増大させるように部材の形状を最適化することによって、単に鋼材を高強度化することだけでは達成し得ないレベルまで、部材の衝撃吸収エネルギーを飛躍的に高めることができる可能性がある。

しかしながら、塑性変形仕事量を増大させるように部材の形状を最適化したとしても、鋼材がその塑性変形仕事量に耐え得る変形能を有していなければ、想定していた塑性変形が完了する前に、部材に早期に割れが生じてしまい、結果的に塑性変形仕事量を増大させることができず、衝撃吸収エネルギーを飛躍的に高めることができない。また、割れが早期に部材に生じると、この部材に隣接して配置された他の部材を損傷する等の予期せぬ事態を招きかねない。

従来は、部材の衝撃吸収エネルギーが鋼材の動的強度に依存するとの技術思想に基づいて、鋼材の動的強度を高めることが指向されてきた。しかしながら、単に鋼材の動的強度を高めることを指向するのでは顕著な変形能の低下を招く場合がある。このため、塑性変形仕事量を増大させるように部材の形状を最適化したとしても、部材の衝撃吸収エネルギーを飛躍的に高めることができるとは限らなかった。

また、そもそも上記技術思想に基づいて製造された鋼材の使用を前提として部材の形状が検討されてきたため、部材の形状の最適化は、当初から既存の鋼材の変形能を前提として検討されており、塑性変形仕事量を増大させるように、鋼材の変形能を高め、それに基づいて部材の形状を最適化するという検討自体が、これまで十分になされていなかった。

さらには、鉄鋼材料の変形能は、強度の上昇に伴い著しく低下する。したがって、１４００ＭＰａを超える高強度材の衝撃吸収部材への適用は、これまでに前例がない。

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、１４００ＭＰａを超える引張強度を有しつつ、衝撃割れの発生を抑制でき、衝撃吸収特性に優れる高強度鋼材およ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、耐割れ性に優れた高衝撃吸収鋼を提案するため、衝撃吸収エネルギーを高めつつ衝撃割れの発生を抑制する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。

［衝撃吸収エネルギーの向上］
（ａ）鋼材の衝撃吸収エネルギーを高めるには、降伏強度および低ひずみ域での加工硬化係数を高めることが有効である。

（ｂ）降伏強度の向上には、鋼のミクロ金属組織を下部ベイナイト組織単相とすることが有効である。

（ｃ）ベイナイト単相鋼の低ひずみ域での加工硬化係数の向上には、炭素含有量を高めることが有効である。

［衝撃割れの抑制］
（ｄ）衝撃吸収部材において、衝撃荷重負荷時に割れが発生すると、エネルギー吸収能が低下するばかりでなく、隣接する他の部分の損傷原因となる。

（ｅ）しかしながら、材料強度、特に、降伏強度の上昇に伴い、衝撃過重負荷時における割れに対する感受性（以下、「衝撃割れ感受性」ともいう。）が高くなる。

（ｆ）ベイナイト単相鋼において衝撃荷重負荷時における脆化割れは旧オーステナイト粒界で発生する場合が多い。したがって、脆化割れの発生を抑制するには、旧オーステナイト粒径を微細にし、靭性を向上させることが有効である。

（ｇ）さらに、ベイナイト単相鋼において衝撃荷重負荷時における座屈変形部の割れを抑制するには、伸び、局部延性および靭性を向上させることが有効である。

（ｈ）ベイナイト単相鋼の伸びを向上させるためには、旧オーステナイトを微細化し、ベイナイトブロックサイズを微細化することが有効である。

（ｉ）旧オーステナイト粒界の微細化には、ＭｏおよびＢを複合添加することが有効である。

（ｊ）ＭｏとＢとを複合的に含有させることで、オーステナイト域で転位および結晶粒界の運動が抑制され、オーステナイト粒径の微細化に寄与する。これは、ＭｏとＢとによるホウ化物、または、Ｍｏ−Ｂの相互作用に起因する作用効果である。

（ｋ）ＭｏおよびＢは焼入れ性の向上にも有効である。オーステナイト粒を微細化すると、焼き入れ性が低下するため、冷却中にフェライトが生成し、ベイナイト単相組織が得られ難くなる。しかしながら、ＭｏおよびＢの複合添加により焼入れ性が向上し、旧オーステナイト粒径が極微細なベイナイト単相組織を得ることができる。

本発明は、上記の知見を基礎としてなされたものであり、下記の高強度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：０．２％を超えて０．５５％以下、
Ｓｉ：０．１〜０．３％、
Ｍｎ：０．１〜０．３％、
Ｍｏ：１〜４％、
Ｔｉ：０．００２〜０．００８％、
Ａｌ：０．０１〜０．２％、
Ｂ：０．００１〜０．００６％、
Ｎ：０．００１〜０．０１５％、
Ｖ：０〜０．３％、
Ｎｂ：０〜０．０５％、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
金属組織が旧オーステナイト粒径５μｍ以下の下部ベイナイト組織単相であり、
１４００ＭＰａを超える引張強度を有する、高強度鋼材。

（２）前記化学組成が、質量％で、
Ｖ：０．０５〜０．３％、
Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、
から選択される１種以上を含有する、上記（１）に記載の高強度鋼材。

（３）上記（１）または（２）に記載の化学組成を有する鋼を、８００〜９００℃の温度域まで加熱した後、１０℃／ｓ以上の冷却速度で３５０〜４５０℃の温度域まで冷却し、その温度で１０〜１００ｓ保持し、その後、冷却する熱処理工程を備える、高強度鋼材の製造方法。

（４）上記（１）または（２）に記載の化学組成を有する鋼を、５００〜７５０℃の温度域において断面減少率が２０％以上となるように温間加工を加えた後、８００〜９００℃の温度域まで加熱し、その後、１０℃／ｓ以上の冷却速度で３５０〜４５０℃の温度域まで冷却し、その温度で１０〜１００ｓ保持し、その後、冷却する熱処理工程を備える、高強度鋼材の製造方法。

（５）上記（１）または（２）に記載の化学組成を有する鋼を、断面減少率が２０％以上となるように冷間加工を加えた後、８００〜９００℃の温度域まで加熱し、その後、１０℃／ｓ以上の冷却速度で３５０〜４５０℃の温度域まで冷却し、その温度で１０〜１００ｓ保持し、その後、冷却する熱処理工程を備える、高強度鋼材の製造方法。

本発明によれば、衝撃荷重が負荷された時における衝撃吸収部材の割れの発生を抑制できるため、衝撃吸収部材の衝撃吸収エネルギーを飛躍的に高めることが可能となる。したがって、本発明に係る高強度鋼材は、衝撃吸収部材、特に自動車用の衝撃吸収部材の素材として用いるのに好適である。

以下、本発明の各要件について詳しく説明する。

１．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：０．２％を超えて０．５５％以下
Ｃは、鉄鋼材料の強度を向上させる基本的な元素である。Ｃはベイナイト中の炭化物を微細に分散させ、フェライト相の高強度化に寄与する。加えて、ベイナイト加工硬化性を向上させる。しかしながら、Ｃ含有量が０．２％以下では、上記作用による効果を得ることが困難である。したがって、Ｃは０．２％を超えて含有させる必要がある。一方、Ｃ含有量が０．５５％を超えると、セメンタイトが粗大化し、延性および靭性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．５５％以下とする。Ｃ含有量は０．２５％以上であるのが望ましく、０．３５％以上であるのがより望ましい。また、Ｃ含有量は０．５％以下であるのが望ましく、０．４５％以下であるのがより望ましい。

Ｓｉ：０．１〜０．３％
Ｓｉは、脱酸効果により鋼中の介在物を抑制し、衝撃割れを防止する効果を有する元素である。しかしながら、Ｓｉ含有量が０．１％未満では、上記の効果を得ることが困難である。したがって、Ｓｉ含有量は０．１％以上とする。一方、Ｓｉ含有量が０．３％を超えると、ベイナイト組織中の旧オーステナイト粒界が弱化し、かえって衝撃割れが起こりやすくなる。したがって、Ｓｉ含有量は０．１〜０．３％とする。Ｓｉ含有量は０．１５％以上であるのが望ましく、０．２５％以下であるのが望ましい。

Ｍｎ：０．１〜０．３％
Ｍｎは、焼き入れ性を向上させ、ベイナイト相の生成を容易にする。しかしながら、Ｍｎ含有量が０．１％未満では、上記の効果を得ることが困難である。したがって、Ｍｎ含有量は０．１％以上とする。一方、Ｍｎ含有量が０．３％を超えると、マルテンサイト相が生成しやすくなり、延性および靭性が劣化する。したがって、Ｍｎ含有量は、０．１〜０．３％とする。Ｍｎ含有量は０．１５％以上であるのが望ましく、０．２５％以下であるのが望ましい。

Ｍｏ：１〜４％
Ｍｏは、Ｂと複合的に含有させることにより、焼入れ性を向上させ、ベイナイト相の生成を容易にする元素である。さらに、オーステナイト粒界およびオーステナイト中の転位の運動を抑制し、オーステナイト粒の微細化に寄与する。しかしながら、Ｍｏ含有量が１％未満では、上記の効果を得ることが困難である。したがって、Ｍｏ含有量は１％以上とする。一方、Ｍｏ含有量が４％を超えると、旧オーステナイト粒界に粗大な炭化物が生成し、局部延性および靭性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は１〜４％とする。Ｍｏ含有量は１．５％以上であるのが望ましく、３．５％以下であるのが望ましい。

Ｔｉ：０．００２〜０．００８％
Ｔｉは、ＴｉＣ、ＴｉＮ等の炭・窒化物を生成し、結晶粒の成長に対するピンニング効果により結晶粒の粗大化を抑制する効果を有する元素である。さらに、Ｔｉは固溶Ｎを低減する効果を有する。後述のようにＢを含有する鋼において、固溶Ｎが存在すると、ＢとＮとが結合してＢＮを形成するため、Ｂを含有させることによる効果が発揮されない。したがって、ＴｉはＢの効果を間接的に発揮させるのに有効な元素である。しかしながら、Ｔｉ含有量が０．００２％未満では、上記の効果を得ることが困難である。したがって、Ｔｉ含有量は０．００２％以上とする。一方、Ｔｉ含有量が０．００８％を超えると、粗大なＴｉＮが生成し、局部延性および靭性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．００２〜０．００８％とする。Ｔｉ含有量は０．００３％以上であるのが望ましく、０．００６％以下であるのが望ましい。

Ａｌ：０．０１〜０．２％
Ａｌは、脱酸効果により鋼中の介在物を抑制し、衝撃割れを防止する効果がある。しかしながら、Ａｌ含有量が０．０１％未満では、上記の効果を得ることが困難である。一方、Ａｌ含有量が０．２％を超えると、酸化物および窒化物を粗大化し、かえって衝撃割れが助長される。したがって、Ａｌ含有量は０．０１〜０．２％とする。Ａｌ含有量は０．０２％以上であるのが望ましく、０．１％以下であるのが望ましい。

Ｂ：０．００１〜０．００６％
Ｂは、Ｍｏと複合的に含有させることにより、焼入れ性を向上させ、ベイナイト相の生成を容易にする元素である。しかしながら、Ｂ含有量が０．００１％未満では、上記の効果を得ることが困難である。したがって、Ｂ含有量は０．００１％以上とする。一方、Ｂ含有量が０．００６％を超えると、旧オーステナイト粒界に粗大な炭化物が生成し、局部延性および靭性が低下する。したがって、Ｂ含有量は０．００１〜０．００６％とする。Ｂ含有量は０．００３％以上であるのが望ましく、０．００５％以下であるのが望ましい。

Ｎ：０．００１〜０．０１５％
Ｎは、窒化物を生成することにより、オーステナイトおよびフェライトの粒成長を抑制し、衝撃割れを抑制する効果を有する元素である。しかしながら、Ｎ含有量が０．００１％未満では、上記の効果を得ることが困難である。一方、Ｎ含有量が０．０１５％を超えると窒化物が粗大化し、かえって衝撃割れが助長される。したがって、Ｎ含有量は０．００１〜０．０１５％とする。Ｎ含有量は０．００２％以上であるのが望ましく、０．０１０％以下であるのが望ましい。

Ｖ：０〜０．３％
ＶはＭｏと同様、Ｂと複合的に含有させることにより、焼入れ性を向上させ、ベイナイト相の生成を容易にする元素である。さらに、オーステナイト粒界およびオーステナイト中の転位の運動を抑制し、オーステナイト粒の微細化に寄与する。したがって、必要に応じてＶを含有させても良い。しかしながら、Ｖ含有量が０．３％を超えると、粗大なＶＣおよびＶＮが生成し、延性および靭性が低下する。したがって、Ｖ含有量は、０〜０．３％とする。Ｖ含有量は０．２５％以下であるのが望ましい。また、上記の効果を得たい場合は、Ｖ含有量を０．０５％以上とすることが望ましい。

Ｎｂ：０〜０．０５％
ＮｂはＭｏと同様、Ｂと複合的に含有させることにより、焼入れ性を向上させ、ベイナイト相の生成を容易にする元素である。さらに、オーステナイト粒界およびオーステナイト中の転位の運動を抑制し、オーステナイト粒の微細化に寄与する。したがって、必要に応じてＮｂを含有させても良い。しかしながら、Ｎｂ含有量が０．０５％を超えると、粗大なＮｂＣおよびＮｂＮが生成し、延性および靭性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０〜０．０５％とする。Ｎｂ含有量は０．０４％以下であるのが望ましい。また、上記の効果を得たい場合は、Ｎｂ含有量を０．０１％以上とすることが望ましく、０．０１５％以上とすることがより望ましい。

Ｐ：０．０２％以下
Ｐは、不純物として含有され、粒界を脆弱にし、熱間加工性の悪化を招く。Ｐ含有量が０．０２％を超えると熱間加工性の悪化が顕著となる。したがって、Ｐ含有量は０．０２％以下とする。Ｐ含有量は０．０１５％以下であるのが望ましい。Ｐ含有量は少なければ少ないほど望ましいが、過剰な低減は著しいコスト上昇を招く。現実的な製造工程と製造コストとの観点から、Ｐ含有量は０．００１％以上とすることが望ましい。

Ｓ：０．００５％以下
Ｓは、不純物として含有され、粒界を脆弱にし、熱間加工性および延性の劣化を招く。Ｓ含有量が０．００５％を超えると熱間加工性および延性の劣化が顕著となる。したがって、Ｓ含有量は０．００５％以下とする。Ｓ含有量は０．００４％以下であるのが望ましい。Ｓ含有量は少なければ少ないほど望ましいが、過剰な低減は著しいコスト上昇を招く。現実的な製造工程と製造コストとの観点から、Ｓ含有量は０．０００５％以上とすることが望ましい。

本発明の高強度鋼材は、上記のＣからＳまでの元素と、残部Ｆｅおよび不純物とからなる化学組成を有する。

ここで「不純物」とは、鋼板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。

２．金属組織
組織：下部ベイナイト組織単相
本発明に係る高強度鋼材は、１４００ＭＰａを超える引張強度を有しつつ、延性と靭性とを向上させるため、下部ベイナイト組織単相の金属組織を有するものとする。下部ベイナイト組織とは、板状のフェライトからなり、フェライト板内にセメンタイト粒子が生成した組織である。下部ベイナイト組織は、セメンタイトが同一方向に配列する特徴があり、走査型電子顕微鏡または透過型電子顕微鏡を用いた観察によって、他の組織（マルテンサイト、フェライト、パーライト、上部ベイナイト等）と容易に峻別することができる。

なお、本発明において「下部ベイナイト組織単相」は、セメンタイト、フェライト、オーステナイト等の下部ベイナイト以外の組織が、合計で５％未満の範囲において含まれることを許容するものとする。

旧オーステナイト結晶粒径：５μｍ以下
下部ベイナイト組織は、ベイナイト生成温度域の中でも低温域にあるため、ベイナイト変態に伴い、組織中で炭素の再分配が生じ、炭素の高い領域で硬質のマルテンサイト組織が生成する場合がある。下部ベイナイト組織中に硬質のマルテンサイトが生成すると、局部延性および靭性が低下する場合がある。しかしながら、旧オーステナイト粒界を微細化することによって、マルテンサイトの生成が抑制され、均質な下部ベイナイト組織が得られることが明らかとなった。

旧オーステナイト粒径が５μｍを超えると、マルテンサイトの生成を抑制する効果が得られなくなる。したがって、旧オーステナイト粒径は５μｍ以下とする。旧オーステナイト粒径は３μｍ以下であるのが望ましい。旧オーステナイト粒径はできる限り小さいことが望ましいが、過剰に細粒にすることは現実的でないため、１μｍ以上とすることが望ましい。

３．製造方法
本発明に係る高強度鋼材の製造方法について特に制限はないが、例えば、上記の化学組成を有する鋼に対して以下に示す熱処理を施すことにより製造することができる。

３−１熱処理前における鋼の金属組織
熱処理に供する鋼（以下、「熱処理用鋼」ともいう。）の金属組織は、フェライト、パーライト、セメンタイトおよび焼戻しマルテンサイトから選択される１種の単相組織または２種以上が混在する複相組織とすることが望ましい。その組織は細粒であるのが望ましく、フェライトとパーライトとの複合組織またはフェライトとセメンタイトとの複合組織の場合には、フェライト粒径は１０μｍ以下に制御することが望ましい。また、焼戻しマルテンサイトの場合には、旧オーステナイト粒径を１０μｍ以下とすることが望ましい。これらの結晶粒径は、５μｍ以下とすることがより望ましく、３μｍ以下とすることがさらに望ましい。上記の組織要件を満足する熱処理用鋼は熱間圧延、熱間鍛造、熱処理のいずれの工程で製造しても良い。

３−２熱処理工程
上述のように、本発明に係る高強度鋼材は、上記熱処理用鋼に対して下記のステップを含む熱処理を施すことによって製造することが可能である。上記熱処理工程における各ステップについて、以下に詳しく説明する。

ａ）加熱ステップ
本発明の熱処理工程においては、８００〜９００℃の温度域まで加熱する。組織をオーステナイト化するため、加熱温度は８００℃以上とすることが望ましい。一方、加熱温度が９００℃を超えると結晶粒が粗大化し延性および靭性に悪影響を及ぼす。したがって、加熱温度は８００〜９００℃の範囲にすることが望ましい。なお、加熱後、必要に応じて熱間加工を加えても良い。

ｂ）冷却ステップ
加熱後、１０℃／ｓ以上の冷却速度で３５０〜４５０℃の温度域まで冷却した後、冷却を停止する。冷却速度が１０℃／ｓ未満であると、フェライトが析出し、下部ベイナイト組織単相とならなくなるおそれがある。また、冷却停止温度が４５０〜３５０℃の範囲でないと、ベイナイトまたはマルテンサイトの変態温度範囲とはならず、フェライトが析出するようになる。

ｃ）保持ステップ
上記冷却停止温度まで冷却させた後、その温度で１０〜１００ｓ保持する。この保持時間内で、ベイナイトまたはマルテンサイト変態させるが、保持時間が１０ｓ未満だと、ベイナイト変態が完了せず、伸び、局部延性、および靭性が劣化するおそれがある。一方、保持時間が１００ｓを超えると炭化物が粗大化し靭性に悪影響を及ぼすおそれがある。

ｄ）その他
本発明の熱処理工程においては、上記の加熱、冷却および保持ステップの後に、４００〜６００℃の温度域で１ｈ以内の焼戻し処理を行っても良い。

３−３温間加工工程
上記の鋼に対して熱処理を行う前に温間加工を施すと、その後の熱処理で、オーステナイト結晶粒の微細化が起こりやすくなり、旧オーステナイト粒径の微細な下部ベイナイト組織からなる金属組織を有する鋼材を得るのが容易になる。温間加工を熱処理前に施す場合には、５００〜７５０℃の温度域で、断面減少率が２０％以上となるような条件で行うことが望ましい。温間加工温度が７５０℃を超える場合または断面減少率が２０％未満の場合には、温間加工の効果が発揮されないおそれがある。一方、温間加工温度は低い方が望ましいが、現実的には５００℃以上とすることが望ましく、６００℃以上とすることがより望ましい。また、断面減少率は高ければ高い方が望ましいが、設備の性能上、上限は５０％とすることが望ましい。なお、温間加工は、板圧延、穴型圧延、温間プレス等の一般的な工程により行うことができる。

３−４冷間加工工程
上記の鋼に対して熱処理を行う前に冷間加工を施すと、その後の熱処理で、オーステナイト結晶粒の微細化が起こりやすくなり、旧オーステナイト粒径の微細な下部ベイナイト組織からなる金属組織を有する鋼材を得るのが容易になる。冷間加工を熱処理前に施す場合には、断面減少率が２０％以上となるような条件で行うことが望ましい。断面減少率は高ければ高い方が望ましいが、設備の性能上、上限は５０％とすることが望ましい。なお、冷間加工は、圧延、プレス、曲げ加工等の一般的な工程により行うことができる。

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鋼を、１５０ｋｇの溶鋼を真空溶製して鋳造した後、炉内温度１２５０℃で加熱し、９５０℃以上の温度で熱間鍛造を行い、さらにそれぞれ以下に示す処理を施すことで各熱処理用鋼を作製した。

試験番号１〜４については、６パスの多パス圧延により熱間圧延を行い、９２０℃で総圧下率４３％の仕上げ圧延を加えた後、空冷させ熱処理用鋼を作製した。また、試験番号５〜８および３０については、６パスの多パス圧延により熱間圧延を行い、７８０℃で総圧下率６５％の仕上げ圧延を加えた後、水冷させ熱処理用鋼を作製した。

試験番号９〜１６については、８５０℃で３０ｍｉｎのオーステナイト化熱処理後、水冷させ、その後、６８０℃で２ｈの焼戻し処理を行い、熱処理用鋼を作製した。そのうち、試験番号１３〜１６については、焼戻し処理の後に６５０℃で総圧下率４０％の温間圧延を施した。

試験番号１７〜２０については、６パスの多パス圧延により熱間圧延を行い、８５０℃で総圧下率４３％の仕上げ圧延を加えた後、室温まで空冷させ、その後、総圧下４０％の冷間圧延を施し、熱処理用鋼とした。そして、試験番号２１〜２３については、６パスの多パス圧延により熱間圧延を行い、７８０℃で総圧下率６５％の仕上げ圧延を加えた後、室温まで空冷させ、その後、総圧下率４０％の冷間圧延を施し、熱処理用鋼とした。

試験番号２４については、４パスの多パス圧延により熱間圧延を行い、９２０℃で総圧下率３５％の仕上げ圧延を加えた後、空冷させ、その後、総圧下率２５％の冷間圧延を施し、熱処理用鋼とした。試験番号２５および２６については、６パスの多パス圧延により熱間圧延を行い、８３０℃で総圧下率５３％の仕上げ圧延を加えた後、水冷させ、その後、６５０℃でそれぞれ総圧下率３０％および４０％の温間圧延を施し、熱処理用鋼とした。

試験番号２７および２８については、６パスの多パス圧延により熱間圧延を行い、７８０℃で総圧下率６５％の仕上げ圧延を加えた後、水冷させ、その後、６５０℃で４０％の温間圧延を施し、熱処理用鋼とした。試験番号２９については、８５０℃で３０ｍｉｎのオーステナイト化熱処理後、水冷させ、その後、６８０℃で２ｈの焼戻し処理を行った。その後、６５０℃で４０％の温間圧延を施し、熱処理用鋼とした。

上記の熱処理用鋼からそれぞれ試験片を切り出した後、鏡面研磨した。その後、ナイタール腐食、またはピクリン酸腐食し、走査型電子顕微鏡（倍率３０００倍）を用いて、各試料５視野について観察し、金属組織の同定および平均粒径の測定を行った。ここで平均粒径とは、ＡＳＴＭ−Ｅ１１２に準拠して求めたＡＳＴＭ公称粒径を意味する。なお、ＡＳＴＭ公称粒径は、平均粒切片を１．１３倍することにより算出することができる。

上記の工程で得た熱処理用鋼の板厚は、いずれも２ｍｍである。各熱処理用鋼に対して熱処理を施し、鋼材を製造した。熱処理は、加熱ステップ、冷却ステップおよび保持ステップを含むものであり、各処理条件は表２に示すとおりである。その後、各鋼材の特性の評価を行った。特性の評価項目は、引張特性、靭性（シャルピー衝撃特性）および曲げ特性である。特性の評価方法について以下に説明する。

＜引張特性＞
ＪＩＳ１３号引張試験片を採取して引張試験を行うことにより、０．２％耐力（ＭＰａ）、最大引張応力（ＭＰａ）、降伏比、伸び（％）および幅絞り（％）の値を測定した。

＜靭性＞
靭性はシャルピー衝撃試験により評価した。上記の２ｍｍの鋼板サンプルを５枚積層してネジ止めした後、断面が１０ｍｍ角になるよう加工し、積層体を作製した。その後、積層体の側面に深さが２ｍｍ、角度が４５°のＶノッチを、亀裂断面が上記の１０ｍｍ角の断面と平行に入るように加工して、シャルピー衝撃試験片とした。衝撃特性は、温度０℃における衝撃エネルギーで評価した。

＜曲げ特性＞
曲げ特性は、曲げ半径５ｍｍおよび７ｍｍで曲げ加工を行った後の亀裂の有無で評価した。なお、亀裂の有無は実体顕微鏡を用いて判定した。

本発明では、０．２％耐力：１２００ＭＰａ以上、降伏比：０．８５以上、伸び：１０％以上、幅絞り：１０％以上、シャルピー値：３０Ｊ／ｃｍ^２以上、曲げ性：Ｒ＝７ｍｍ、５ｍｍともに割れなし、という条件を全て満足するものを、「衝撃吸収特性に優れる」と判断した。

表２から分かるように、比較例である試験番号１、５、１３および２８は、鋼材の金属組織が下部ベイナイト組織単相となっていないため、必要な引張強度が得られず、０．２％耐力および降伏比も悪かった。試験番号２は、鋼材の金属組織が下部ベイナイト組織単相となっておらず、また旧オーステナイト粒径も粗大であるため、シャルピー衝撃特性および曲げ特性がわずかに劣る結果となった。試験番号３、４、７〜９、１２、１６および２３は、鋼材の金属組織がマルテンサイト単相となり、また旧オーステナイト粒径も粗大であるため、０．２％耐力、降伏比、伸び、シャルピー衝撃特性および曲げ特性の全てが劣る結果となった。

試験番号１０および２４は、金属組織が下部ベイナイト組織単相であるものの、旧オーステナイト粒径も粗大であるため、シャルピー衝撃特性および曲げ特性が劣る結果となった。試験番号１１および１５は、鋼材の金属組織がマルテンサイト単相となり、また旧オーステナイト粒径も粗大であるため、降伏比、伸び、シャルピー衝撃特性および曲げ特性が劣る結果となった。

試験番号２５は、ＳｉおよびＭｏの含有量が規定の範囲から外れており、試験番号２６は、ＭｎおよびＭｏの含有量が規定の範囲から外れており、ともに鋼材の金属組織が下部ベイナイト組織単相となっていないため、降伏比、伸び、シャルピー衝撃特性および曲げ特性が劣る結果となった。試験番号２９および２０は、Ｂ含有量が規定の範囲から外れており、鋼材の金属組織が下部ベイナイト組織単相となっていないため、必要な引張強度が得られず、０．２％耐力および降伏比も悪かった。

一方、本発明例である試験番号６、１４、１７〜２２および２７は、１４００ＭＰａを超える引張強度を有しており、０．２％耐力、降伏比、伸び、シャルピー衝撃特性および曲げ特性の全てが良好であり、衝撃吸収特性に優れることが明らかである。

Claims

化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．２％を超えて０．５５％以下、
Ｓｉ：０．１〜０．３％、
Ｍｎ：０．１〜０．３％、
Ｍｏ：１〜４％、
Ｔｉ：０．００２〜０．００８％、
Ａｌ：０．０１〜０．２％、
Ｂ：０．００１〜０．００６％、
Ｎ：０．００１〜０．０１５％、
Ｖ：０〜０．３％、
Ｎｂ：０〜０．０５％、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
金属組織が旧オーステナイト粒径５μｍ以下の下部ベイナイト組織単相であり、
１４００ＭＰａを超える引張強度を有する、高強度鋼材。
前記化学組成が、質量％で、
Ｖ：０．０５〜０．３％、
Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、
から選択される１種以上を含有する、請求項１に記載の高強度鋼材。
請求項１または請求項２に記載の高強度鋼材を製造する方法であって、
請求項１または請求項２に記載の化学組成を有する鋼を、８００〜９００℃の温度域まで加熱した後、１０℃／ｓ以上の冷却速度で３５０〜４５０℃の温度域まで冷却し、その温度で１０〜１００ｓ保持し、その後、冷却する熱処理工程を備える、高強度鋼材の製造方法。
請求項１または請求項２に記載の高強度鋼材を製造する方法であって、
請求項１または請求項２に記載の化学組成を有する鋼を、５００〜７５０℃の温度域において断面減少率が２０％以上となるように温間加工を加えた後、８００〜９００℃の温度域まで加熱し、その後、１０℃／ｓ以上の冷却速度で３５０〜４５０℃の温度域まで冷却し、その温度で１０〜１００ｓ保持し、その後、冷却する熱処理工程を備える、高強度鋼材の製造方法。
請求項１または請求項２に記載の高強度鋼材を製造する方法であって、
請求項１または請求項２に記載の化学組成を有する鋼を、断面減少率が２０％以上となるように冷間加工を加えた後、８００〜９００℃の温度域まで加熱し、その後、１０℃／ｓ以上の冷却速度で３５０〜４５０℃の温度域まで冷却し、その温度で１０〜１００ｓ保持し、その後、冷却する熱処理工程を備える、高強度鋼材の製造方法。