(57)【要約】【課題】析出物の強化能を最大限に活用可能な粒子分散強化鋼およびその製造方法を提供する。【解決手段】母相のbcc鉄あるいはbct鉄とBaker-Nuttingの方位関係を満足するNaCl型の結晶構造を有する析出物を有し、前記析出物の外径dと厚みtが以下の式を満足することを特徴とする粒子分散強化鋼；a0 ≦ d ＜ b/e、a0 ≦ t ≦ 2a0、ここで、a0:析出物の格子定数、b:bcc鉄あるいはbct鉄のバーガースベクトル、e :析出物とbcc鉄あるいはbct鉄との格子ミスフィットであり、bcc鉄あるいはbct鉄の格子定数a1を用いて(a0/21/2-a1)/a1で表せる。【選択図】図2
2011058045.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
母相のbcc鉄あるいはbct鉄とBaker-Nuttingの方位関係を満足するNaCl型の結晶構造を有する析出物を有し、前記析出物の外径dと厚みtが以下の式を満足することを特徴とする粒子分散強化鋼；
a0 ≦ d ＜ b/e
a0 ≦ t ≦ 2a0
ここで、
a0:析出物の格子定数、
b:bcc鉄あるいはbct鉄のバーガースベクトル、
e :析出物とbcc鉄あるいはbct鉄との格子ミスフィットであり、bcc鉄あるいはbct鉄の格子定数a1を用いて(a0/21/2-a1)/a1で表せる。
【請求項２】
析出物がTiC、(Ti,Mo)C、(Ti,V)Cのいずれかであることを特徴とする請求項1に記載の粒子分散強化鋼。
【請求項３】
質量%で、C:0.015〜0.025%、Si:0.3%以下、Mn: 0.8〜1.5%、P: 0.03%以下、S: 0.003%以下、Ti: 0.02〜0.04%を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを、1000℃以上に加熱し、Ar3変態点以上で熱間圧延終了後300℃/sec以上の冷却速度で冷却し、590〜630℃の巻取温度で巻取ることを特徴とする粒子分散強化鋼の製造方法。
【請求項４】
さらに、質量%で、Mo: 0.02〜0.05%、V: 0.02〜0.05%のうち少なくとも1種を含む鋼スラブを用いることを特徴とする請求項3に記載の粒子分散強化鋼の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、粒子分散強化を最大限に活用した粒子分散強化鋼およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
析出物を利用した金属材料の強化方法として、一般的に析出強化と粒子分散強化が知られている。
【０００３】
析出強化は析出物と母相の間に存在する歪みを利用した強化法であり、析出物の大きさが大きいほど大きな歪みが生じるため高強度が得られる。ただし、析出物の大きさがある限度の大きさを超えると歪みが緩和するため、析出強化法の場合には強化に最も有効な析出物の大きさが存在する。この析出強化を主として利用した例として、特許文献1には、金属材料の母相の格子定数とその金属材料中に整合析出する第2相の格子定数との比(格子のミスマッチ比、すなわち格子ミスフィット)と、その金属材料中に析出する第2相が安定に存在できる個々の析出物の結晶格子の数との関係を示す曲線図を作成し、これに基づいてその金属材料中に析出する第2相の大きさを設計する金属材料の強化方法が開示されている。
【０００４】
一方、粒子分散強化は析出物を転位の運動に対する強い障害物として利用した強化法であり、析出物の大きさが小さいほど高強度が得られる。この粒子分散強化を主として利用した例として、特許文献2には、引張強度が500MPa以上のフェライト組織を主体とする高強度鋼板において、Ti、Nb、V、W、Mo及びCrのうちのいずれか1種又は2種以上の炭化物形成元素が、合計で、C含有量の0.7〜1.3倍の量含有されていて、かつ、該炭化物形成元素は、合計量に対する質量比率で20〜80%が鋼中に固溶し、残部が粒径3nm以下の炭化物として存在する伸びフランジ性に優れた高強度鋼板が開示されている。また、特許文献3には、鋼組織中に炭化物を析出させてなる析出強化型高強度鋼板の設計方法であって、炭化物を構成する金属元素として、電気陰性度が1.8未満でかつMC型炭化物を生成する1種または2種以上の第1の金属元素M1と、電気陰性度が1.8以上の1種または2種以上の第2の金属元素M2とを、前記第1の金属元素M1と前記第2の金属元素M2との原子半径差が10%未満となるような組み合わせで選択する第1の工程と、前記第1の金属元素M1および前記第2の金属元素M2を含む炭化物が生成されるように前記第1の金属元素M1、前記第2の金属元素M2、およびCの添加量を決定する第2の工程とを有する析出強化型高強度鋼板の設計方法が提案されている。
【０００５】
しかし、析出強化と粒子分散強化は必ずしも明確に分離できるものではなく、析出物を利用した強化法では、この2つの強化が多かれ少なかれ利用されている。一般に、析出物の大きさが数10nm未満では析出強化が支配的であり、それより大きいと粒子分散強化が支配的であるといわれている。析出強化は、析出物により母相が歪み転位の運動に抵抗が生じることによる強化であり、析出物自身には転位を止める効果はなく、析出物は転位により切られる。一方、粒子分散強化は析出物自身に転位を止める効果があり、転位は析出物を切って運動することができない(Orowan機構)。図1に、析出強化と粒子分散強化における析出物の大きさと強化量の一般的な関係を示したが、析出物がある大きさのときに強化量が最大となる。この大きさ未満では析出物は転位により切られ強化機構が析出強化機構に遷移するが、この大きさ以上では析出物は転位によって切られず、粒子分散強化機構により強化される。また、強化量は析出物の大きさだけでなく析出量にも依存するため、析出元素を多量に添加すれば強化量を容易に上昇させることができる。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開平6-65628号公報
【特許文献２】特開2007-262487号公報
【特許文献３】特開2005-120430号公報
【非特許文献】
【０００７】
【非特許文献１】Y.Funakawa et al: ISIJ Int., vol.44 (2004), No.11, 1945
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
しかしながら、このように、析出物はある大きさのときに強化量が最大となるが、そのときの析出物の大きさを決めるのは容易ではない。特許文献1に記載の方法は析出強化を最大限に利用することを目的としたものであり、粒子分散強化まで含めて最大の効果が得られるかどうかは自明でない。特許文献2に記載の鋼は、所定の強度を満足するように析出物の大きさの上限を決めたものであり、粒子分散強化を必ずしも最大限活用したものではない。特許文献3に記載の鋼も同様に、析出物の大きさを精緻に制御して粒子分散強化を最大限活用しているものではない。そのため、こうした従来技術では、析出物を利用した強化量を必ずしも最大化できていない。
【０００９】
本発明は、析出物の強化能を最大限に活用可能な粒子分散強化鋼およびその製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
本発明者らは、析出物の種類や大きさと鉄鋼材料の強度との関係について鋭意検討した結果、NaCl型の結晶構造を有する析出物がbcc鉄あるいはbct鉄からなる母相に対してBaker-Nuttingの方位関係を有して析出する場合に、従来では析出強化として強化に寄与すると考えられる大きさの析出物でも、粒子分散強化として強化に寄与していることを見出した。すなわち、図1において析出物の大きさを小さくしたときに、NaCl型の結晶構造を持つ析出物の場合は粒子分散強化から析出強化へと強化機構が遷移せず、粒子分散強化を有効に発揮でき、析出物の大きさを析出物の格子定数を基に制御することで、析出物を用いた鉄鋼材料の強化量を最大化できることを見出した。
【００１１】
ここで、Baker-Nuttingの方位関係とは、図2に示すように、母相をbccのα、析出物をMX(Mは合金元素、Xは炭素あるいは窒素あるいはその両方)としたとき、[001]α//[110]MX、{200}α//{002}MXを満たす関係である。また、析出物が母相と上記の方位関係を満たすとき、析出物の外径dは、透過型電子顕微鏡(TEM)により母相に対して[011]方向から観察したときの母相の[011]方向の析出物の長さと定義され、析出物の厚みtは、同様にして母相に対して[001]方向から観察したときの母相の[100]方向の析出物の長さと定義される。
【００１２】
本発明は、このような知見に基づきなされたもので、母相のbcc鉄あるいはbct鉄とBaker-Nuttingの方位関係を満足するNaCl型の結晶構造を有する析出物を有し、前記析出物の外径dと厚みtが以下の式を満足することを特徴とする粒子分散強化鋼を提供する。
a0 ≦ d ＜ b/e
a0 ≦ t ≦ 2a0
ここで、
a0:析出物の格子定数、
b:bcc鉄あるいはbct鉄のバーガースベクトル、
e :析出物とbcc鉄あるいはbct鉄との格子ミスフィットであり、bcc鉄あるいはbct鉄の格子定数a1を用いて(a0/21/2-a1)/a1で表せる。
【００１３】
本発明の粒子分散強化鋼における析出物として、TiC、(Ti,Mo)C、(Ti,V)Cなどを挙げることができる。
【００１４】
本発明の粒子分散強化鋼は、例えば、質量%で、C:0.015〜0.025%、Si:0.3%以下、Mn:0.8〜1.5%、P:0.03%以下、S:0.003%以下、Ti:0.02〜0.04%を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを、1000℃以上に加熱し、Ar3変態点以上で熱間圧延終了後、300℃/sec以上の冷却速度で冷却し、590〜630℃の巻取温度で巻取る方法で製造できる。
【００１５】
本発明の粒子分散強化鋼の製造方法では、さらに、質量%で、Mo:0.02〜0.05%、V:0.02〜0.05%のうち少なくとも1種を含む鋼スラブを用いることができる。
【発明の効果】
【００１６】
本発明により、析出物の強化能を最大限に活用可能な粒子分散強化鋼が製造できるようになった。本発明の粒子分散強化鋼は、粒子分散強化を利用しているため転位密度を増やす強化法である加工強化と比べて加工性にも優れており、薄鋼板や厚鋼板の高強度化に利用できる。また、析出物の強化能を最大限に活用できるので、従来と同じ添加元素量であればさらなる高強度化、同じ強度レベルであればさらなる省合金化が可能となる。
【図面の簡単な説明】
【００１７】
【図１】析出物の大きさと強化量との関係を示す図である。
【図２】外径d、厚みtの析出物とbcc鉄との間のBaker-Nuttingの方位関係を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００１８】
本発明のポイントは、析出物の種類や大きさ(外径と厚み)を制御して粒子分散強化を最大限に利用して、析出物を用いた鉄鋼材料の高強度化を図ったことにある。以下に、その詳細を説明する。
【００１９】
1) 析出物の種類：鉄とBaker-Nuttingの方位関係を満足するNaCl型
強化機構において、粒子分散強化と析出強化のどちらの効果が支配的かは、一般に析出物の種類と大きさによる。我々の検討の結果、析出物がNaCl型の結晶構造を有する炭化物あるいは窒化物あるいは炭窒化物の場合、析出物はその構成元素によらず転位により切られず、粒子分散強化因子として働くことがわかった。析出物が小さいほど強度が上昇する粒子分散強化は、最適な大きさの存在する析出強化よりも析出物の大きさを小さくできるため、合金元素を増量することなく析出物数密度を上げてより高強度化することができる。NaCl型の結晶構造を有する析出物が転位により切られない理由は必ずしも明確でないが、鋼中に析出するTiCなどのNaCl型の析出物の硬度が母相の鉄と比べて十分に硬いのが理由の一つと考えられる。
【００２０】
また、NaCl型の結晶構造を有する析出物とbcc鉄あるいはbct鉄との間の格子ミスフィットは一般に10%未満であり、NaCl型の結晶構造を持つ析出物とbcc鉄あるいはbct鉄とは整合性がよいためBaker-Nuttingの方位関係で析出しやすい。こうした方位関係にあるとき、後述する適切な熱処理によって析出物の大きさを次の範囲内になるようにすることができる。
【００２１】
こうしたNaCl型の結晶構造を有する析出物としては、上記のTiCのようなTiの炭化物が代表的なものである。また、特許文献3に記載されているTiとMoあるいはVからなる複合炭化物(Ti,Mo)Cあるいは(Ti,V)Cを挙げることができる。
【００２２】
2) 析出物の外径d：a0 ≦ d ＜ b/e
析出物の外径dが析出相の格子定数a0未満の場合、析出物は完全なNaCl型構造を形成できず転位により切られ、粒子分散強化因子としての働きがなくなる。析出物の外径dがb/e以上になると、析出による母相の歪みが大きくなり析出強化量は大きくなるが粒子分散強化量が低下する。析出物がNaCl型構造のときは析出強化の効果は粒子分散強化と比べ小さいため、粒子分散強化を活用する観点から析出物の外径dはb/e未満とする。
【００２３】
3) 析出物の厚みt：a0 ≦ t ≦ 2a0
析出物の厚みtが析出相のa0未満の場合、析出物は完全なNaCl型構造を形成できず転位により切られ、粒子分散強化因子としての働きがなくなる。析出物の厚みtが2a0以上になると、析出物数密度が著しく減少し粒子分散強化を最大限に利用できなくなる。
【００２４】
ここで、非特許文献1によれば、TiCおよび(Ti,Mo)Cの格子定数a0は0.433nmである。また、(Ti,V)Cの格子定数a0は、X線回折の結果0.423nmであった。一方、鉄の格子定数a1は0.287nmであるから、TiCおよび(Ti,Mo)Cの場合は、格子ミスフィットはe= (0.433/21/2-0.287)/0.287=0.067であり、鉄のバーガースベクトルbは0.25nmであるから、b/eは3.7nmとなる。同様に、(Ti,V)Cの場合は、b/eは6.0nmとなる。
【００２５】
4) 製造方法の一例
上述したように、粒子分散強化を最大限に利用するには、NaCl型の結晶構造を持つTiC、(Ti,Mo)C、(Ti,V)Cなどの析出物を形成し、かつその外径と厚みを適切に制御する必要がある。
【００２６】
それには、例えば、質量%で、C:0.015〜0.025%、Si:0.3%以下、Mn:0.8〜1.5%、P:0.03%以下、S:0.003%、Ti:0.02〜0.04%、さらに必要に応じてMo:0.02〜0.05%、V:0.02〜0.05%のうち少なくとも1種を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを、1000℃以上に加熱し、Ar3変態点以上で熱間圧延終了後、300℃/sec以上の冷却速度で冷却し、590〜630℃の巻取温度で巻取って、熱延鋼板とすればよい。
【００２７】
熱間圧延前に析出物を構成する元素が十分に固溶するように1000℃以上にスラブを加熱する必要がある。また、NaCl型の結晶構造を持つTiC、(Ti,Mo)C、(Ti,V)Cなどを析出させ、その外径や厚みを適切に制御するには、オーステナイトからフェライトへの変態と同期して起こる相界面析出現象を利用するのが最適である。こうした相界面析出現象を利用するには、熱間圧延後300℃/sec以上の冷却速度で冷却し、冷却中のフェライト変態および析出物の析出を防ぎ、630℃以下の巻取温度で巻取ってフェライト変態と析出物の析出の同期を図る必要がある。しかし、巻取温度が590℃未満では、セメンタイトが析出しNaCl型の結晶構造を有する析出物が生成しないので、巻取温度の下限は590℃とする。
【実施例】
【００２８】
表1の化学組成を持つ鋼No.A〜Dを溶解し、これらの鋼を1250℃で加熱後、仕上温度950℃で熱間圧延を施した。その後、表2に示す冷却速度で冷却し、表2に示す温度と時間の条件で巻取処理を行って、熱延鋼板No.1〜9を作製した。これらの鋼板から圧延垂直方向にJIS5号引張試験片を採取し、JIS Z 2241に準拠した方法で引張強度を求めた。粒子分散強化量については、析出元素を含まないベースの鋼板No.1の引張強度との差を強化量とした。また、試料中の析出物の平均外径dおよび平均厚みtは、TEMを用い、析出物の外径は[011]方向、厚みは母相の[001]方向より観察した倍率25万倍の像から求めた。同様なことを、3視野以上で、計20個以上の析出物について行い、その算術平均値を算出した。さらに、TEMを用いて組織観察を行い、析出物が相界面析出の特徴である列状析出であるかどうか観察した。
【００２９】
ベースの鋼板No.1の引張強度は293MPaである。巻取処理温度が590℃〜630℃の本発明範囲内にある鋼板No.2、5、7、9では、TEM観察によれば鋼板中に析出物が微細に相界面析出しており、粒子分散強化により高強度が得られる。鋼板No.3、6、8のように巻取処理温度が630℃を超えると、析出物の外径および厚みが粗大化し、強度が低下する。巻取処理までの冷却速度が300℃/sec未満の鋼板No.4の場合は、冷却中に析出が開始するため析出物が粗大化したり、一部がパーライト変態を起こしセメンタイトが析出するために強化量が低下する。また、No.7〜9を比較すると、析出物の大きさが3nm以下であっても、析出物の大きさが小さくなると粒子分散強化量が増え、さらに高強度化することがわかる。
【００３０】
【表１】
2011058045.tif 000003
【００３１】
【表２】
2011058045.tif 000004
【図１】
2011058045.tif 000005
【図２】
2011058045.tif 000006