(57)【要約】  この鋼材は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０５０％〜０．４０％、Ｓｉ：０．５０％〜３．０％、Ｍｎ：３．０％〜８．０％、ｓｏｌ.Ａｌ：０．００１％〜３．０％を含有し、金属組織が体積％で１０％〜４０％のオーステナイトを含有し；前記オーステナイト中の平均Ｃ濃度が質量％で０．３０％〜０．６０％であり；前記金属組織中の、測定されたビッカース硬さの最大値から最小値を引いた値で表される組織均一性が、３０Ｈｖ以下であり；引張強度が９００ＭＰａ〜１８００ＭＰａである。【特許請求の範囲】
【請求項１】
化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０５０％〜０．４０％、
Ｓｉ：０．５０％〜３．０％、
Ｍｎ：３．０％〜８．０％、
ｓｏｌ.Ａｌ：０．００１％〜３．０％、
Ｐ：０．０５％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ｎ：０．０１％以下
Ｔｉ：０％〜１．０％、
Ｎｂ：０％〜１．０％、
Ｖ：０％〜１．０％、
Ｃｒ：０％〜１．０％、
Ｍｏ：０％〜１．０％、
Ｃｕ：０％〜１．０％、
Ｎｉ：０％〜１．０％、
Ｃａ：０％〜０．０１％、
Ｍｇ：０％〜０．０１％、
ＲＥＭ：０％〜０．０１％、
Ｚｒ：０％〜０．０１％、
Ｂ：０％〜０．０１％、および
Ｂｉ：０％〜０．０１％、
残部がＦｅおよび不純物であり；
金属組織が体積％で１０％〜４０％のオーステナイトを含有し；
前記オーステナイト中の平均Ｃ濃度が質量％で０．３０％〜０．６０％であり；
前記金属組織中の、測定されたビッカース硬さの最大値から最小値を引いた値で表される組織均一性が、３０Ｈｖ以下であり；
引張強度が９００ＭＰａ〜１８００ＭＰａである；
ことを特徴とする鋼材。
【請求項２】
前記化学組成が、質量％で、Ｔｉ：０．００３％〜１．０％、Ｎｂ：０．００３％〜１．０％、Ｖ：０．００３％〜１．０％、Ｃｒ：０．０１％〜１．０％、Ｍｏ：０．０１％〜１．０％、Ｃｕ：０．０１％〜１．０％およびＮｉ：０．０１％〜１．０％からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の鋼材。
【請求項３】
前記化学組成が、質量％で、Ｃａ：０．０００３％〜０．０１％、Ｍｇ：０．０００３％〜０．０１％、ＲＥＭ：０．０００３％〜０．０１％、Ｚｒ：０．０００３％〜０．０１％およびＢ：０．０００３％〜０．０１％からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１または請求項２に記載の鋼材。
【請求項４】
前記化学組成が、質量％で、Ｂｉ：０．０００３％〜０．０１％を含有することを特徴とする請求項１から請求項３のいずれか一項に記載の鋼材。
【請求項５】
前記化学組成が、質量％で、Ｍｎ：４．０％〜８．０％を含有することを特徴とする請求項１から請求項４のいずれか一項に記載の鋼材。
【請求項６】
請求項１〜５のいずれか一項に記載の化学組成を有し、旧オーステナイトの平均粒径が２０μｍ以下でかつマルテンサイト単相である金属組織を有する素材鋼材に熱処理を施す鋼材の製造方法であって、
前記熱処理は、前記素材鋼材を６７０℃〜７８０℃未満かつＡｃ３点未満の温度で５秒〜１２０秒間保持する保持工程と；
前記保持工程に次いで、前記素材鋼材を、前記温度域から１５０℃までの平均冷却速度が５℃／秒〜５００℃／秒となるように冷却する冷却工程と；
を含むことを特徴とする鋼材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車用鋼材、油井管用鋼材および建築構造用鋼材のように、延性が不可欠となる用途に好適な、超高強度鋼材およびその製造方法に関する。具体的には、本発明は、引張強度が９００ＭＰａ以上であり、優れた延性と衝撃特性とを有する超高強度鋼材およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、地球環境保護の観点から、省エネルギー化に寄与する素材開発が求められている。自動車用鋼材、油井管用鋼材および建築構造用鋼材等の分野においては、鋼材の軽量化や過酷な使用環境へ適用可能な超高強度鋼材の需要が高まり、その適用範囲が広まっている。その結果、これらの分野に使用する超高強度鋼材においては、強度特性だけでなく、使用環境における安全性を確保することが重要になっている。具体的には、鋼材の延性を高めることによって、外的な塑性変形に対する許容度を上げることが重要になっている。【０００３】
例えば、自動車が構造体に衝突した場合、その衝撃を車両の対衝突用部材で十分に緩和するためには、鋼材の引張強度が９００ＭＰａ以上で、かつ、引張強度（ＴＳ）と全伸び（ＥＬ）との積の値（ＴＳ×ＥＬ）が２４０００ＭＰａ・％以上でなければならない。しかし、引張強度の上昇に伴って延性は著しく低下するので、前記特性を満足し、工業的に量産可能な超高強度鋼材はこれまで皆無であった。そこで、超高強度鋼材の延性を改善するために、多数の研究開発がなされ、それを実現する組織制御方法が提案されている。【０００４】
例えば、特許文献１は、Ｓｉを１．２％〜１．６％（本明細書では鋼の化学組成に関する％はすべて質量％である）、Ｍｎを２％前後含有させた鋼材に対して、加熱温度とオーステンパーの保持条件とを最適化して、１０％前後のオーステナイトが鋼材に含有されるように金属組織を制御することによって、８０ｋｇ／ｍｍ２（７８４ＭＰａ）以上の引張強度と優れた延性とを有する鋼材が得られることを開示している。【０００５】
特許文献２は、Ｃを０．１７％以上、Ｓｉ及びＡｌを合計で１．０％〜２．０％、Ｍｎを２％前後含有する鋼材を、オーステナイトの単相温度域に加熱し、５０℃〜３００℃の温度範囲に急冷し、さらに再加熱して、マルテンサイトとオーステナイトとの双方が鋼材に含有されるように金属組織を制御することによって、９８０ＭＰａ以上の引張強度と優れた延性とを有する鋼材が得られることを開示している。【０００６】
特許文献３は、Ｃを０．１０％、Ｓｉを０．１％、Ｍｎを５％含有する鋼材を、Ａ１点以下で熱処理することによって、引張強度と伸びとの積の値が著しく高い鋼材が得られることを開示している。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】日本国特開２００４−２６９９２０号公報
【特許文献２】日本国特開２０１０−９０４７５号公報
【特許文献３】日本国特開２００３−１３８３４５号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
上述したように、延性に優れる超高強度鋼材を提供することについて、幾つかの技術が提案されているが、次に述べるように、それらは何れも十分なものとはいえない。【０００９】
特許文献１に開示された技術は、鋼材の引張強度を９００ＭＰａ以上にすることはできない。なぜなら、特許文献１に開示された技術では、鋼材に含有されるオーステナイトの安定性を高めるために、加熱中および６００℃までの冷却中に、フェライトの生成を促進させる。フェライトが生成すると、鋼材の引張強度が著しく低下する。したがって、特許文献１に開示された技術は、９００ＭＰａ以上の引張強度を必要とする鋼材には適用できない。【００１０】
特許文献２に開示された技術は、製造方法に対する材質安定性に欠けるので、得られた鋼材を適用した構造物の安全性が確保されない。すなわち、特許文献２に開示された技術においては、急冷以降の熱処理条件、具体的には、冷却速度、冷却停止温度（冷却を停止する温度）、再加熱条件によって、引張強度が制御される。しかしながら、特許文献２のように、冷却速度を８℃／秒以上とし、加熱した鋼材を５０℃〜３００℃の温度範囲に冷却する場合、変態発熱などによって、鋼材の温度分布が非常に不均一になる。すなわち、特許文献２に開示された技術には、冷却速度および冷却停止温度の制御が極めて難しい、といった不可避的な問題がある。冷却時の温度分布が不均一であると、鋼材の強度分布が極めて不均一となり、脆弱な低強度部の早期破断によって、この鋼材を適用した構造物の安全性が確保されなくなる。したがって、特許文献２に開示された技術は、材質安定性に欠けるものであり、安全性を必要とする鋼材には適用できない。【００１１】
特許文献３に開示された技術で得られた製品（鋼材）は、衝撃特性に欠けるので、この鋼材を適用した構造物の安全性が確保されない。すなわち、特許文献３に開示された技術においては、Ｍｎ偏析を利用することによって、Ａ１点以下の温度域での加熱中に多量のオーステナイトを生成させる。一方、Ａ１点以下での加熱によって、粗大なセメンタイトが多く析出するので、局所的な応力集中が変形時に生じやすくなる。この応力集中によって、鋼材に含有されるオーステナイトは衝撃変形の初期にマルテンサイト変態し、その周辺にボイドを発生させる。その結果、鋼材の衝撃特性が低下する。したがって、特許文献３に開示された技術で得られる鋼材は、衝撃特性に欠けるので、安全性を必要とする鋼材として使用できない。【００１２】
このように、９００ＭＰａ以上の引張強度を有しながら、延性に優れる超高強度鋼材を提供することについて、幾つかの技術が提案されている。しかしながら、いずれも材質安定性または衝撃特性に欠け、十分なものとはいえない。【００１３】
本発明は、上述の問題を解決し、９００ＭＰａ以上の引張強度を有しながら、優れた延性と衝撃特性とを有する超高強度鋼材及びその製造方法を提供することを目的とする。【００１４】
ここで、「優れた延性」とは、引張強度と全伸びとの積の値が２４０００ＭＰａ・％以上であることをいう。また、「優れた衝撃特性」とは、０℃でのシャルピー試験の衝撃値が２０Ｊ／ｃｍ２以上であることをいう。
【課題を解決するための手段】
【００１５】
本発明者らは、前記課題を解決するために鋭意検討を行った。その結果、鋼材の化学組成についてはＳｉとＭｎとを多量に含有させること、製造方法についてはその化学組成を有する素材鋼材に対する最適な熱処理条件を適用すること、さらに、熱処理に供する素材鋼材についてはその組織を微細なマルテンサイト単相にすること、が重要であることが分かった。上述のように、素材及び熱処理条件を制御することによって、従来の技術では製造することができなかった、９００ＭＰａ以上の引張強度を有しながら、優れた延性及び衝撃特性を有する超高強度鋼材を安定して製造できるという新知見を得た。本発明はその知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下の通りである。【００１６】
（１）すなわち、本発明の一態様に係る鋼材は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０５０％〜０．４０％、Ｓｉ：０．５０％〜３．０％、Ｍｎ：３．０％〜８．０％、ｓｏｌ.Ａｌ：０．００１％〜３．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ｔｉ：０％〜１．０％、Ｎｂ：０％〜１．０％、Ｖ：０％〜１．０％、Ｃｒ：０％〜１．０％、Ｍｏ：０％〜１．０％、Ｃｕ：０％〜１．０％、Ｎｉ：０％〜１．０％、Ｃａ：０％〜０．０１％、Ｍｇ：０％〜０．０１％、ＲＥＭ：０％〜０．０１％、Ｚｒ：０％〜０．０１％、Ｂ：０％〜０．０１％、およびＢｉ：０％〜０．０１％、残部がＦｅおよび不純物であり；金属組織が体積％で１０％〜４０％のオーステナイトを含有し；前記オーステナイト中の平均Ｃ濃度が質量％で０．３０％〜０．６０％であり；前記金属組織中の、測定されたビッカース硬さの最大値から最小値を引いた値で表される組織均一性が、３０Ｈｖ以下であり；引張強度が９００ＭＰａ〜１８００ＭＰａである。【００１７】
（２）上記（１）に記載の鋼材では、前記化学組成が、質量％で、Ｔｉ：０．００３％〜１．０％、Ｎｂ：０．００３％〜１．０％、Ｖ：０．００３％〜１．０％、Ｃｒ：０．０１％〜１．０％、Ｍｏ：０．０１％〜１．０％、Ｃｕ：０．０１％〜１．０％およびＮｉ：０．０１％〜１．０％からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有してもよい。【００１８】
（３）上記（１）または（２）に記載の鋼材では、前記化学組成が、質量％で、Ｃａ：０．０００３％〜０．０１％、Ｍｇ：０．０００３％〜０．０１％、ＲＥＭ：０．０００３％〜０．０１％、Ｚｒ：０．０００３％〜０．０１％およびＢ：０．０００３％〜０．０１％からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有してもよい。【００１９】
（４）上記（１）〜（３）のいずれか一項に記載の鋼材では、前記化学組成が、質量％で、Ｂｉ：０．０００３％〜０．０１％を含有してもよい。【００２０】
（５）上記（１）〜（４）のいずれかに記載の鋼材では、前記化学組成が、質量％で、Ｍｎ：４．０％〜８．０％を含有してもよい。【００２１】
（６）本発明の一態様に係る鋼材の製造方法は、（１）〜（５）のいずれか一項に記載の化学組成を有し、旧オーステナイトの平均粒径が２０μｍ以下でかつマルテンサイト単相である金属組織を有する素材鋼材に熱処理を施す鋼材の製造方法であって、前記熱処理は、前記素材鋼材を６７０℃〜７８０℃未満かつＡｃ３点未満の温度で５秒〜１２０秒間保持する保持工程と；前記保持工程に次いで、前記素材鋼材を、前記温度域から１５０℃までの平均冷却速度が５℃／秒〜５００℃／秒となるように冷却する冷却工程と；を含む。
【発明の効果】
【００２２】
本発明によれば、引張強度が９００ＭＰａ以上と高強度であるにもかかわらず、延性及び衝撃特性に優れる超高強度鋼材を製造することが可能になる。本発明に係る超高強度鋼材は、産業上、特に、自動車分野およびエネルギー分野、さらには、建築分野等において、広範に使用することが可能である。なお、引張強度が、高くなりすぎると低温靭性が劣化する場合があるので、鋼材の引張強度は、１８００ＭＰａ以下が望ましい。
【発明を実施するための形態】
【００２３】
以下、本発明の一実施形態に係る鋼材について、具体的に説明する。
１．化学組成
本実施形態に係る鋼材（延性及び衝撃特性に優れる超高強度鋼材）の化学組成は次の通りである。上述したように、本実施形態において各元素の含有量を表す「％」は質量％である。
【００２４】
Ｃ：０．０５０％〜０．４０％
Ｃはオーステナイトの生成を促進させ、強度上昇および延性向上に寄与する元素である。鋼材の引張強度を９００ＭＰａ以上、鋼材の引張強度と伸びとの積の値（ＴＳ×ＥＬ）を２４０００ＭＰａ・％以上にするために、Ｃ含有量の下限を０．０５０％とする。他の元素を適切な範囲に制御しつつ、Ｃ含有量を０．０８０％以上とすると、引張強度が１０００ＭＰａ以上になる。したがって、Ｃ含有量は０．０８０％以上とすることが好ましい。しかし、Ｃ含有量が０．４０％を超えると、衝撃特性が劣化する。このため、Ｃ含有量の上限を０．４０％とする。Ｃ含有量の好ましい上限は、０．２５％である。
【００２５】
Ｓｉ：０．５０％〜３．０％
Ｓｉはオーステナイトの生成を促進させ、延性向上に寄与する元素である。鋼材の引張強度と全伸びとの積の値を２４０００ＭＰａ・％以上にするために、Ｓｉ含有量の下限を０．５０％とする。Ｓｉ含有量を１．０％以上とすると、溶接性が向上する。したがって、Ｓｉ含有量の下限を１．０％とすることが好ましい。しかし、Ｓｉ含有量が３．０％を超えると、衝撃特性が劣化する。このため、Ｓｉ含有量の上限は３．０％とする。
【００２６】
Ｍｎ：３．０％〜８．０％
Ｍｎはオーステナイトの生成を促進させ、強度上昇および延性向上に寄与する元素である。Ｍｎ含有量を３．０％以上にすると、Ｍｎミクロ偏析による組織の不均一性が小さくなり、オーステナイトが均一に分散するようになる。その結果、鋼材の引張強度を９００ＭＰａ以上、さらに、鋼材の引張強度と全伸びとの積の値を２４０００ＭＰａ・％以上にすることができる。そのため、Ｍｎ含有量の下限を３．０％とする。なお、Ｃ含有量が０．４０％以下の場合に、Ｍｎ含有量を４．０％以上にすると、オーステナイトの安定性が高まり、加工硬化が持続するので、引張強度が１０００ＭＰａ以上になる。したがって、Ｍｎ含有量の下限を４．０％とすることが好ましい。しかし、Ｍｎ含有量が８．０％を超えると、転炉における精錬、鋳造が著しく困難になる。このため、Ｍｎ含有量の上限は８．０％とする。Ｍｎ含有量の好ましい上限は、６．５％である。
【００２７】
Ｐ：０．０５％以下
Ｐは不純物として含有される元素である。しかしながら、強度上昇に寄与する元素でもあるので、積極的に含有させてもよい。しかし、Ｐ含有量が０．０５％を超えると、鋳造が著しく困難になる。このため、Ｐ含有量の上限は０．０５％とする。Ｐ含有量の好ましい上限は、０．０２％である。
Ｐ含有量は、低い方が好ましいので、Ｐ含有量の下限は０％である。ただし、製造コスト等の観点から、Ｐ含有量の下限を、０．００３％としても構わない。
【００２８】
Ｓ：０．０１％以下
Ｓは不純物として含有され、鋼材の衝撃特性を著しく劣化させる元素である。このため、Ｓ含有量の上限を０．０１％にする。Ｓ含有量の好ましい上限は、０．００５％である。さらに好ましい上限は、０．００１５％である。
Ｓ含有量は、低い方が好ましいので、Ｓ含有量の下限は０％である。ただし、製造コスト等の観点から、Ｓ含有量の下限を、０．０００３％としても構わない。
【００２９】
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％〜３．０％
Ａｌは鋼を脱酸する作用を有する元素である。鋼材を健全化するために、ｓｏｌ．Ａｌ含有量の下限を０．００１％とする。ｓｏｌ．Ａｌ含有量の好ましい下限は、０．０１０％である。一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が３．０％を超えると、鋳造が著しく困難になる。このため、ｓｏｌ．Ａｌ含有量の上限は３．０％とする。ｓｏｌ．Ａｌ含有量の好ましい上限は１．２％である。なお、ｓｏｌ．Ａｌ含有量とは、鋼材中の酸可溶性Ａｌの含有量を示している。
【００３０】
Ｎ：０．０１％以下
Ｎは不純物として含有され、鋼材の耐時効性を著しく劣化させる元素である。このため、Ｎ含有量の上限を０．０１％にする。Ｎ含有量の好ましい上限は、０．００６％であり、さらに好ましい上限は、０．００３％である。Ｎ含有量は、低い方が好ましいので、Ｎ含有量の下限は０％である。ただし、製造コスト等の観点から、Ｎ含有量の下限を、０．００１％としても構わない。
【００３１】
Ｔｉ：１．０％以下、Ｎｂ：１．０％以下、Ｖ：１．０％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下およびＮｉ：１．０％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上
これらの元素は鋼材の強度を安定して確保するために有効な元素である。したがって、これらの元素の１種または２種以上を含有させてもよい。しかし、いずれの元素もその含有量が１．０％を超えると、鋼材の熱間加工を行うことが困難になる。このため、含有させる場合の各元素の含有量はそれぞれ前記の通りとする。これらの元素は必ずしも含有させる必要はない。そのため、含有量の下限を特に制限する必要はなく、それらの下限は０％である。
なお、これらの元素の効果をより確実に得るには、Ｔｉ：０．００３％以上、Ｎｂ：０．００３％以上、Ｖ：０．００３％以上、Ｃｒ：０．０１％以上、Ｍｏ：０．０１％以上、Ｃｕ：０．０１％以上およびＮｉ：０．０１％以上の少なくとも一つを満足させることが好ましい。
【００３２】
Ｃａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０１％以下、Ｚｒ：０．０１％以下およびＢ：０．０１％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上
これらの元素は低温靭性を高める作用を有する元素である。したがって、これらの元素の１種または２種以上を含有させてもよい。しかし、いずれの元素も０．０１％を超えて含有させると、鋼材の表面性状が劣化する。このため、含有させる場合の各元素の含有量はそれぞれ前記の通りとする。これらの元素は必ずしも含有させる必要はない。そのため、含有量の下限を特に制限する必要はなく、それらの下限は０％である。
なお、これらの元素の効果をより確実に得るには、これらの元素の少なくとも一つの含有量を０．０００３％以上とすることが好ましい。ここで、ＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素を指し、前記ＲＥＭの含有量は、これらの元素の合計含有量を意味する。ランタノイドの場合、工業的にはミッシュメタルの形で添加される。
【００３３】
Ｂｉ：０．０１％以下
Ｂｉは、Ｍｎの偏析を低減し、機械特性の異方性を緩和する元素である。したがって、この効果を得るためにＢｉを含有させてもよい。しかし、Ｂｉ含有量が０．０１％を超えると、鋼材の熱間加工を行うことが困難になる。このため、含有させる場合のＢｉ含有量の上限を０．０１％とする。Ｂｉは必ずしも含有させる必要はない。そのため、含有量の下限を特に制限する必要はなく、その下限は０％である。
なお、Ｂｉの含有による効果をより確実に得るには、Ｂｉ含有量を０．０００３％以上とすることが好ましい。
【００３４】
２．金属組織
本実施形態に係る鋼材は、前記化学組成を有するとともに、体積％で１０％〜４０％のオーステナイトを含有し、前記オーステナイト中の平均Ｃ濃度が質量％で０．３０％〜０．６０％である金属組織を有する。この金属組織は、前述した化学組成を有する素材鋼材に、後述する製造方法を適用することにより得ることができる。
【００３５】
オーステナイトの体積率：１０％〜４０％
前記化学組成を有する鋼材の金属組織において、オーステナイト体積率が１０％以上であると、９００ＭＰａ以上の引張強度と、優れた延性とが同時に得られる。オーステナイト体積率が１０％未満では延性向上が不十分である。したがって、本実施形態に係る鋼材のオーステナイト体積率の下限は１０％とする。一方、オーステナイトの体積率が４０％を超えると、耐遅れ破壊特性が劣化する。このため、本実施形態に係る鋼材のオーステナイトの体積率の上限は４０％とする。
なお、９００ＭＰａ以上の引張強度を確保するためには、オーステナイト以外の残部組織としては、マルテンサイトであることが望ましく、フェライトは含まれないことが望ましい。
【００３６】
オーステナイト中の平均Ｃ濃度：０．３０質量％〜０．６０質量％
前記化学組成を有する鋼材のオーステナイト中の平均Ｃ濃度が０．３０質量％以上であると、鋼材の衝撃特性が向上する。この平均Ｃ濃度が０．３０質量％未満では、衝撃特性の向上は不十分となる。したがって、本実施形態に係る鋼材のオーステナイト中の平均Ｃ濃度の下限は０．３０質量％とする。一方、この平均Ｃ濃度が０．６０質量％超の場合、ＴＲＩＰ現象に伴い生成するマルテンサイトが硬質になり、マイクロクラックがその近傍に発生しやすくなるので、衝撃特性が劣化する。このため、本実施形態に係る鋼材のオーステナイト中の平均Ｃ濃度の上限は０．６０質量％とする。
【００３７】
組織均一性
前記化学組成を有する鋼材の金属組織において、測定されたビッカース硬さの最小値と最大値との差（最大値−最小値）で表される組織均一性が、３０Ｈｖ以下であれば、不均一な変形が抑制され、良好な延性が安定して確保される。したがって、本実施形態に係る鋼材の組織均一性は、３０Ｈｖ以下とする。ビッカース硬さの最大値と最小値との差は小さい方が好ましいので、組織均一性の下限は０である。
なお、組織均一性は、ビッカース試験機を用いて、１ｋｇの荷重で５点の硬さを測定し、その時のビッカース硬さの最大値と最小値との差で求められる。
【００３８】
３．製造方法
本実施形態に係る鋼材の好ましい製造方法（本実施形態に係る製造方法）について次に説明する。
【００３９】
前述したように、９００ＭＰａ以上の引張強度と、優れた延性と衝撃特性とを有する超高強度鋼材を得るためには、熱処理後の金属組織について、体積％で１０％〜４０％のオーステナイトを含有させ、さらにオーステナイト中の平均Ｃ濃度を質量％で０．３０％〜０．６０％とすることが肝要である。このような金属組織は、前記した範囲の化学組成を有し、旧オーステナイトの平均粒径が２０μｍ以下であるとともにマルテンサイト単相である金属組織を有する鋼材を素材（素材鋼材）として用い以下の熱処理を行うことで得られる。具体的には、この素材鋼材を、６７０℃以上７８０℃未満かつＡｃ３点未満の温度域に加熱し、その温度域で５秒間〜１２０秒間保持し（保持工程）、次いで前記温度域から１５０℃までの平均冷却速度が５℃／秒〜５００℃／秒となるように冷却する（冷却工程）ことで得られる。
なお、熱処理を行っても鋼材の化学組成は変化しない。すなわち、熱処理前の鋼材（素材鋼材）と本実施形態に係る鋼材との間で、化学組成は変化しない。
【００４０】
熱処理に供する鋼材（素材鋼材、すなわち熱処理前の鋼材）の金属組織
熱処理に供する鋼材には、上述した化学組成を有し、旧オーステナイトの平均粒径が２０μｍ以下であるとともにマルテンサイト単相である金属組織を有する鋼材を用いる。そのような金属組織を有する鋼材を、後述する条件で熱処理することにより、引張強度が９００ＭＰａ以上の高強度を維持しながら、延性と衝撃特性とに優れる超高強度鋼材が得られる。
熱処理に供する鋼材の組織が、マルテンサイト単相でない場合、熱処理中のオーステナイト成長が遅れるので、熱処理後のオーステナイト体積率が低下する。また、熱処理に供する鋼材の組織が、マルテンサイト単相でない場合、熱処理後の鋼材において、ＴＳ×ＥＬが低下し、衝突時に早期破断するようになる。
旧オーステナイトの平均粒径が２０μｍ超であると、反応初期に、オーステナイトへのＣの偏在が著しくなるので、オーステナイト中の平均Ｃ濃度が０．６０質量％を超えることが懸念される。
【００４１】
上述のような金属組織を有する熱処理に供する鋼材（素材鋼材）は、例えば、上述の化学組成を有する鋼片などの鋼を、８５０℃以下で熱間加工し、次いで２０℃／秒以上の冷却速度で室温まで急冷するか、または、冷間加工後にオーステナイト単相になる温度に加熱し、２０℃／秒以上の冷却速度で室温まで急冷することにより製造できる。旧オーステナイトの平均粒径が２０μｍ以下であれば、その鋼材を焼戻してもよい。
なお、熱処理後の鋼材の組織均一性をより高めるため、鋼片の段階で、１１５０℃〜１３５０℃で０．５時間〜１０時間保持してもよい。
【００４２】
加熱、保持条件（熱処理条件）：６７０℃以上７８０℃未満かつＡｃ３点未満の温度域に５秒間〜１２０秒間保持
旧オーステナイトの平均粒径が２０μｍ以下であるとともにマルテンサイト単相である金属組織を有する素材鋼材を、６７０℃以上７８０℃未満、かつ下記式（１）により規定されるオーステナイト単相になるＡｃ３点（℃）未満の温度域に、加熱し、その温度域に５秒間〜１２０秒間保持する。
【００４３】
ここで、Ａｃ３点は、各元素の含有量を用いて、以下の式（１）で算出される。
Ａｃ３＝９１０−２０３×（Ｃ０．５）−１５．２×Ｎｉ＋４４．７×Ｓｉ＋１０４×Ｖ＋３１．５×Ｍｏ−３０×Ｍｎ−１１×Ｃｒ−２０×Ｃｕ＋７００×Ｐ＋４００×Ａｌ＋５０×Ｔｉ・・・（１）
前記式中における各元素記号は、鋼材の化学組成におけるその元素の含有量（単位：質量％）を示す。
【００４４】
保持温度が６７０℃未満では、熱処理後の鋼材に含有されるオーステナイト中の平均Ｃ濃度が過大となる。その結果、熱処理後の鋼材において、衝撃特性が劣化するだけでなく、９００ＭＰａ以上の引張強度を確保することが困難となる。したがって、保持温度の下限は、６７０℃とする。一方、保持温度が７８０℃以上、または、Ａｃ３点以上になると、熱処理後の鋼材に適量のオーステナイトが含有されず、延性が顕著に劣化する。したがって、保持温度は７８０℃未満かつＡｃ３点未満とする。ここで、７８０℃未満かつＡｃ３点未満の温度とは、Ａｃ３点が７８０℃未満であれば、Ａｃ３点未満の温度であり、Ａｃ３点が７８０℃以上の場合には、７８０℃未満の温度となる。
一方、保持時間が５秒間未満では、鋼材に温度分布が残存し、熱処理後の引張強度を安定して確保することが困難となる。したがって、保持時間の下限は５秒間とする。一方、保持時間が１２０秒間超では、熱処理後の鋼材に含有されるオーステナイト中の平均Ｃ濃度が過小となり、衝撃特性が劣化する。したがって、保持時間の上限を１２０秒とする。なお、６７０℃以上７８０℃未満かつＡｃ３点未満に加熱し、その温度域に５秒間〜１２０秒間保持する際、平均加熱速度を０．２℃／秒〜１００℃／秒とすることが好ましい。平均加熱速度が０．２℃／秒より遅いと、生産性が低下する。一方、通常の炉を用いた場合、平均加熱速度が１００℃／秒より速いと、保持温度の制御が困難となる。ただし、高周波加熱等を用いた場合、１００℃／秒を上回る昇温速度で加熱しても、前記の効果を得ることができる。
【００４５】
加熱時の保持温度域から１５０℃までの平均冷却速度（熱処理条件）：５℃／秒〜５００℃／秒
上述した加熱保持の後、次いで、加熱保持の温度域から１５０℃までの平均冷却速度が５℃／秒〜５００℃／秒となるように冷却する。前記平均冷却速度が５℃／秒未満では、軟質なフェライトやパーライトが過度に生成し、熱処理後の鋼材において９００ＭＰａ以上の引張強度を確保することが困難となる。したがって、前記平均冷却速度の下限は５℃／秒とする。一方、前記平均冷却速度が５００℃／秒超では、焼割れが発生しやすくなる。したがって、前記平均冷却速度の上限は５００℃／秒とする。なお、１５０℃までの平均冷却速度を５℃／秒〜５００℃／秒とすれば、１５０℃以下における冷却速度は、上記範囲と同じでもよく、異なっていてもよい。
【００４６】
上述した本実施形態に係る製造方法によれば、体積％で１０％〜４０％のオーステナイトを含有し、上記オーステナイト中の平均Ｃ濃度が、質量％で、０．３０％〜０．６０％である金属組織を有し、引張強度が９００ＭＰａ以上であり、かつ延性と衝撃特性に優れる、超高強度鋼材を製造することが可能になる。
【実施例】
【００４７】
表１に示す化学組成と表２に示す金属組織とを有する素材鋼材を、表３に示す条件で熱処理に供した。【００４８】
使用した素材鋼材は、実験室にて溶製したスラブを熱間加工して製造した。この素材鋼材を、厚さ３ｍｍ、幅１００ｍｍ、長さ２００ｍｍの寸法に切断し、表３の条件にて加熱、保持および冷却した。熱電対を鋼材表面に貼付し、熱処理中の温度測定を行った。表３に示した平均加熱速度は室温から加熱温度までの温度域における値、保持時間は加熱温度に保持した時間、平均冷却速度は保持温度から１５０℃までの温度域における値である。熱処理に供する鋼材の金属組織、熱処理で得られた鋼材の金属組織および機械的性質について、次に説明するように、金属組織観察、Ｘ線回折測定、引張試験、およびシャルピー試験により調査した。以上の試験結果は表４にまとめて示す。【００４９】
（熱処理に供する鋼材（素材鋼材）の金属組織）
熱処理に供する鋼材の断面を電子顕微鏡で観察及び撮影し、合計０.０４ｍｍ２の領域を解析することによって、金属組織を同定するとともに、旧オーステナイトの平均粒径を測定した。旧オーステナイトの平均粒径は、得られた観察像における平均切片長さを測定し、その長さを１．７８倍することによって得た。
観察位置は、板厚の略１／２の位置（１／２ｔの位置）で、中心偏析部を避けた位置である。中心偏析部を避ける理由は以下の通りである。中心偏析部は、鋼材の代表的な金属組織に対して、局所的に異なる金属組織を有する場合がある。しかしながら、中心偏析部は、板厚全体に対して微小な領域であり、鋼材の特性にはほとんど影響を及ぼさない。すなわち、中心偏析部の金属組織は、鋼材の金属組織を代表していると言えない。そのため、金属組織の同定においては、中心偏析部を避けることが好ましい。【００５０】
（熱処理後の鋼材におけるオーステナイトの体積率）
熱処理後の各鋼材から幅２５ｍｍ、長さ２５ｍｍの試験片を切り出し、この試験片に化学研磨を施して０．３ｍｍ減厚し、化学研磨後の試験片の表面に対してＸ線回折を３回実施した。得られたプロファイルを解析し、それぞれを平均してオーステナイトの体積率を算出した。【００５１】
（熱処理後の鋼材におけるオーステナイト中の平均Ｃ濃度）
Ｘ線回折で得られた前記プロファイルを解析し、オーステナイトの格子定数（ａ：単位はÅ）を算出し、下記（２）式に基づき、オーステナイト中の平均Ｃ濃度（ｃ：単位は質量％）を決定した。
ｃ＝（ａ−３．５７２）／０．０３３・・・（２）【００５２】
（組織均一性）
ビッカース試験機を用いて、１ｋｇの荷重で５点の硬さを測定し、ビッカース硬さの最大値と最小値の差を組織均一性として評価した。【００５３】
（引張試験）
熱処理後の各鋼材から、厚さ２．０ｍｍのＪＩＳ５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ  Ｚ２２４１に準じて引張試験を行い、ＴＳ（引張強度）およびＥＬ（全伸び）を測定した。また、このＴＳとＥｌとからＴＳ×ＥＬを計算した。【００５４】
（衝撃特性）
熱処理後の鋼材を、厚みが１．２ｍｍとなるように表裏面研削し、Ｖノッチ試験片を作製した。その試験片を４枚積層してねじ止めした後、ＪＩＳ  Ｚ２２４２に準じてシャルピー衝撃試験に供した。衝撃特性は、０℃での衝撃値が２０Ｊ／ｃｍ２以上となる場合を良好、それ未満である場合を不良とした。【００５５】
【表１】
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【００５６】
【表２】
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【００５７】
【表３】
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【００５８】
【表４】
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【００５９】
表４に示すように、本発明に従った供試材Ｎｏ．１、３、４、８、１０、１２、１４、１８、２０、２３、２４、２６、２７および２８は、９００ＭＰａ以上の引張強度を有するとともに、引張強度と全伸びとの積（ＴＳ×ＥＬ）の値が２４０００ＭＰａ・％以上と延性に優れていた。さらに、０℃でのシャルピー試験の衝撃値が２０Ｊ／ｃｍ２以上と衝撃特性も良好であった。特に、供試材Ｎｏ.４、１０、１２、１４、１８、２０、２３、２４、２６、２７および２８は、Ｃ含有量とＭｎ含有量とが好ましい範囲にあり、引張強度が１０００ＭＰａ以上と非常に高くなった。
なお、オーステナイト以外の組織は、いずれもマルテンサイトであった。【００６０】
一方、供試材Ｎｏ.２は、熱処理に供する鋼材の金属組織が不適切であったため、熱処理後のオーステナイト体積率が低く、延性が低かった。供試材Ｎｏ.５は、熱処理に供する鋼材（素材鋼材）の旧オーステナイト粒径が不適切であったので、熱処理後の鋼材においてオーステナイト中の平均Ｃ濃度が高くなり、衝撃特性が悪かった。供試材Ｎｏ.６、２２および２５は、化学組成が不適切で延性が悪く、目標とする引張強度も得られなかった。また、２２及び２５は、組織均一性も目標値を満足できなかった。供試材Ｎｏ.７、１１および１７は、化学組成が不適切で、衝撃特性が悪かった。供試材Ｎｏ.９は、熱処理後の冷却速度が低すぎ、必要な引張強度が得られなかった。供試材Ｎｏ.１３および１５は、熱処理時の保持温度が高すぎ、所望の組織が得られず、延性が劣っていた。供試材Ｎｏ.１６は、化学組成が不適切で延性が劣っていた。供試材Ｎｏ.１９は、熱処理時の保持温度が低すぎ、所望の組織が得られないため、衝撃特性が悪く、必要な引張強度が得られなかった。供試材Ｎｏ.２１は、熱処理の保持時間が長すぎ、所望の組織が得られないため、衝撃特性が悪かった。
【産業上の利用可能性】
【００６１】
本発明によれば、引張強度が９００ＭＰａ以上と高強度であるにもかかわらず、延性及び衝撃特性に優れる超高強度鋼材を製造することが可能になる。本発明に係る超高強度鋼材は、例えば自動車分野およびエネルギー分野、さらには、建築分野において、広範に使用することが可能であり、産業上の利用価値が高い。
【国際調査報告】
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