(57)【特許請求の範囲】
【請求項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、
旧オーステナイト粒径３μｍ以下のマルテンサイトまたは下部ベイナイトのいずれかの焼戻し組織からなる金属組織を有し、
金属組織中に含まれるセメンタイトの球状化率が０．８以上であり、
引張強度が１０００〜１４５０ＭＰａである、高強度鋼材。
【請求項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、請求項１に記載の高強度鋼材。
【請求項３】
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し、
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で構成され、フェライトまたは旧オーステナイト粒径が１０μｍ以下である金属組織を有する鋼を、
８００〜９００℃の温度域まで加熱した後、１０℃／ｓ以上の冷却速度で２５０〜４５０℃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と、
該熱処理工程後に、４００〜６８０℃の温度域で１０ｍｉｎ〜１ｈ保持する焼戻し処理工程とを備える、高強度鋼材の製造方法。
【請求項４】
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し、
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で構成され、フェライトまたは旧オーステナイト粒径が１０μｍ以下である金属組織を有する鋼を、
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た後、１０℃／ｓ以上の冷却速度で２５０〜４５０℃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と、
該熱処理工程後に、４００〜６８０℃の温度域で１０ｍｉｎ〜１ｈ保持する焼戻し処理工程とを備える、高強度鋼材の製造方法。
【請求項５】
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し、
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で構成され、フェライトまたは旧オーステナイト粒径が１０μｍ以下である金属組織を有する鋼を、
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た後、１０℃／ｓ以上の冷却速度で２５０〜４５０℃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と、
該熱処理工程後に、４００〜６８０℃の温度域で１０ｍｉｎ〜１ｈ保持する焼戻し処理工程とを備える、高強度鋼材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高強度鋼材およびその製造方法に係り、特に、耐遅れ破壊性に優れた１０００ＭＰａ級〜１４００ＭＰａ超級の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、自動車等輸送機器の軽量化および安全性の向上、ならびに、建築物、道路、鉄道等の高架物の安全性の向上等の観点から、鉄鋼材料の高強度化および高寿命化がますます要求されている。一般に、鉄鋼材料の高強度化が図られると、延性および靭性が低下する傾向にあることから、そのバランスを改善することに主眼を置いた材料設計および組織制御が行われている。
【０００３】
鉄鋼材料の性質はミクロ組織の状態により大きく変化するため、化学組成およびプロセス条件を適切に選択することで、最適な組織設計を行うことができる。鉄鋼材料のミクロ組織を引張強度レベルで分類すると、フェライト組織で０．３〜０．８ＧＰａ、パーライト組織で０．８〜１．２ＧＰａ、ベイナイト組織で０．５〜１．６ＧＰａ、そして、マルテンサイト組織で０．６〜４．４ＧＰａである。
【０００４】
鉄鋼材料の延性を向上させるため、これらの組織を複合化させた複相組織鋼が種々提案されている。フェライトとマルテンサイトとの二相組織を持つＤＰ鋼、フェライト、ベイナイトおよび残留オーステナイトからなるＴＲＩＰ鋼はその代表であり、良好な延性を示す。しかしながら、ＤＰ鋼およびＴＲＩＰ鋼では、共に引張強度が１．２ＧＰａを超える強度レベルを有するものは少ない。
【０００５】
近年、Ｑ＆Ｐ（Quench & Partitioning）プロセスまたはＱ−Ｐ−Ｔ（Ｑ＆Ｐ＋tempering）プロセス等、強度と延性とを両立させる組織制御が提案されており、組成の最適化と合わせ２ＧＰａ級の鋼も提案されている（非特許文献１および２を参照。）。
【０００６】
また、特許文献１には、ＴＳが１．８ＧＰａ以上で靭性に優れる焼入れ部材用鋼板が開示されている。さらに、特許文献２には、１．８〜２．３％のＶを含有させ、ＶＣを析出物として分散させることで１．８ＧＰａ級のＴＳを有し、曲げ加工性に優れた高強度熱延鋼板が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特開２００７−３０２９３７号公報
【特許文献２】特開２０１２−１７２２３７号公報
【非特許文献】
【０００８】
【非特許文献１】J. G. Speer, D. V. Edmonds, F. C. Riggo, D. K. Matlock, Curr. Opin. Solid State Mater. Sci. 8, p. 219 (2004)
【非特許文献２】H. Y. Li, X. W. Lu, W. J. Li, X. J. Jin, Metall. Mater. Trans. 41A, p. 1284 (2010)
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
非特許文献１および２に記載されるＱ＆ＰプロセスまたはＱ−Ｐ−Ｔプロセス等によって製造される鋼は、伸びが１０％以下にとどまるという問題がある。また、オーステナイト化熱処理後の冷却において、マルテンサイト変態の開始温度（Ｍｓ点）と終了温度（Ｍｆ点）との間で焼入れを行い、そのまま再昇温して所定の温度で保持するなど、熱処理プロセスが複雑である。
【００１０】
さらに、鉄鋼材料の高強度化に際して、克服すべき課題が遅れ破壊の問題である。鉄鋼材料は高強度化するほど遅れ破壊の危険性が高くなり、特に、炭素を多く含む材料では、耐遅れ破壊性の向上が強く求められている。しかしながら、特許文献１および２には、遅れ破壊の問題について一切考慮されていない。
【００１１】
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、高炭素鋼でありながら、耐遅れ破壊性に優れる高強度鋼材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】
【００１２】
本発明者らは、鋼材の高強度化と耐遅れ破壊性を両立させ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。
【００１３】
（ａ）高強度化のためには、炭素含有量を高める必要がある。
【００１４】
（ｂ）高強度化と耐遅れ破壊性とを両立させるためには、降伏強度および降伏比（降伏強度／最大引張強度）を高めることが有効である。
【００１５】
（ｃ）降伏強度の向上には、鋼の金属組織を下部ベイナイトまたはマルテンサイトの焼戻し組織とすることが有効である。
【００１６】
（ｄ）耐遅れ破壊性の改善には、下部ベイナイト組織またはマルテンサイト組織からなる初期組織に所定の焼戻し処理を施し、セメンタイトを球状化および微細化することが有効である。
【００１７】
（ｅ）球状化セメンタイトが微細分散した組織を実現するためには、初期組織における旧オーステナイト粒径が微細化されていることが望まれる。
【００１８】
（ｆ）高強度を維持しながら初期組織の旧オーステナイト粒径を微細化するには、ＭｏとＢとを複合的に含有させることが有効である。
【００１９】
（ｇ）ＭｏおよびＢはオーステナイト域で転位および結晶粒界の運動を抑制し、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。
【００２０】
（ｈ）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、焼入れ性が低下するため、冷却中にフェライトが生成し、マルテンサイト組織またはベイナイト組織が得られ難くなる。しかしながら、鋼にＭｏとＢとを複合的に含有させることにより焼入れ性が向上し、旧オーステナイト粒径を微細化しつつも、マルテンサイト組織またはベイナイト組織からなる初期組織を得ることが可能となる。
【００２１】
（ｉ）上記の初期組織を有する鋼に対して焼戻し処理を施すことによって、旧オーステナイト粒径が微細であるとともに、球状化セメンタイトが微細分散した下部ベイナイトまたはマルテンサイトの焼戻し組織である金属組織を有する高強度鋼材を得ることができる。
【００２２】
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。
【００２３】
（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、
旧オーステナイト粒径３μｍ以下のマルテンサイトまたは下部ベイナイトのいずれかの焼戻し組織からなる金属組織を有し、
金属組織中に含まれるセメンタイトの球状化率が０．８以上であり、
引張強度が１０００〜１４５０ＭＰａである、高強度鋼材。
【００２４】
（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。
【００２５】
（３）上記（１）または（２）に記載の化学組成を有し、
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で構成され、フェライトまたは旧オーステナイト粒径が１０μｍ以下である金属組織を有する鋼を、
８００〜９００℃の温度域まで加熱した後、１０℃／ｓ以上の冷却速度で２５０〜４５０℃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と、
該熱処理工程後に、４００〜６８０℃の温度域で１０ｍｉｎ〜１ｈ保持する焼戻し処理工程とを備える、高強度鋼材の製造方法。
【００２６】
（４）上記（１）または（２）に記載の化学組成を有し、
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で構成され、フェライトまたは旧オーステナイト粒径が１０μｍ以下である金属組織を有する鋼を、
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た後、１０℃／ｓ以上の冷却速度で２５０〜４５０℃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と、
該熱処理工程後に、４００〜６８０℃の温度域で１０ｍｉｎ〜１ｈ保持する焼戻し処理工程とを備える、高強度鋼材の製造方法。
【００２７】
（５）上記（１）または（２）に記載の化学組成を有し、
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で構成され、フェライトまたは旧オーステナイト粒径が１０μｍ以下である金属組織を有する鋼を、
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た後、１０℃／ｓ以上の冷却速度で２５０〜４５０℃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と、
該熱処理工程後に、４００〜６８０℃の温度域で１０ｍｉｎ〜１ｈ保持する焼戻し処理工程とを備える、高強度鋼材の製造方法。
【発明の効果】
【００２８】
本発明によれば、本発明によれば、引張強度が１０００〜１４５０ＭＰａの高強度でありながら、良好な延性を有し、さらに耐遅れ破壊性に優れる高強度鋼材を得ることが可能となるので、材料の特性と安全性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、自動車等輸送機器、建築部材、道路、鉄道等を支える構造材料として用いるのに好適である。
【発明を実施するための形態】
【００２９】
以下、本発明の各要件について詳しく説明する。
【００３０】
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。
【００３１】
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は焼戻しマルテンサイトまたは焼戻しベイナイト中の炭化物を微細に分散させ、高強度化に寄与する。加えて、伸びおよび局部延性の向上に寄与する。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。
【００３２】
Ｓｉ：０．１〜０．３％
Ｓｉは、脱酸効果により鋼中の介在物を抑制し、遅れ破壊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、焼戻しマルテンサイトまたは焼戻しベイナイト組織中の旧オーステナイト粒界が弱化し、かえって遅れ破壊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。
【００３３】
Ｍｎ：０．１〜０．３％
Ｍｎは、焼入れ性を向上させ、マルテンサイト相および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、炭化物の球状化が抑制され、耐遅れ破壊性が劣化する。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。
【００３４】
Ｍｏ：１〜４％
Ｍｏは、Ｂと複合的に含有させることにより、オーステナイト粒の微細化に寄与する元素である。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、耐遅れ破壊性が低下する。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。
【００３５】
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、耐遅れ破壊性が低下する。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。
【００３６】
Ａｌ：０．０１〜０．２％
Ａｌは、脱酸効果により鋼中の介在物を抑制し、遅れ破壊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、かえって遅れ破壊が助長される。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。
【００３７】
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、マルテンサイト相および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、局部延性および耐遅れ破壊性が低下する。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。
【００３８】
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、遅れ破壊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、かえって遅れ破壊が助長される。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。
【００３９】
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、オーステナイト粒の微細化に寄与する元素である。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、延性および耐遅れ破壊性が低下する。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。
【００４０】
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、オーステナイト粒の微細化に寄与する元素である。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、延性および耐遅れ破壊性が低下する。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。
【００４１】
Ｐ：０．０２％以下
Ｐは、不純物として含有され、粒界を脆弱にし、遅れ破壊を招く。Ｐ含有量が０．０２％を超えると耐遅れ破壊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。
【００４２】
Ｓ：０．００５％以下
Ｓは、不純物として含有され、粒界を脆弱にし、遅れ破壊を招く。Ｓ含有量が０．００５％を超えると耐遅れ破壊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。
【００４３】
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。
【００４４】
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。
【００４５】
２．金属組織
組織：マルテンサイトまたは下部ベイナイトのいずれかの焼戻し組織
本発明に係る高強度鋼材は、１０００〜１４５０ＭＰａの引張強度を有しつつ、延性と耐遅れ破壊性とを向上させるため、マルテンサイトまたは下部ベイナイトのいずれかの焼戻し組織からなる金属組織を有するものとする。マルテンサイトまたは下部ベイナイトの焼戻し組織は、方位関係から他の組織（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。通常、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、解析することができる。
【００４６】
セメンタイトの球状化率：０．８以上
マルテンサイトまたは下部ベイナイトの焼戻し組織は、マルテンサイトまたは下部ベイナイトからなる初期組織に対して、後述の焼戻し処理を施すことによって得ることが可能である。そして、上記の焼戻し処理を行うことによって、球状のセメンタイトが分散した組織が得られる。セメンタイトの球状化率が０．８未満では、扁平化したセメンタイトの長径先端部に応力集中が起こりやすく、またその部分に水素が堆積しやすくなり、破壊の起点となりやすくなるため、耐遅れ破壊性が劣化する。したがって、金属組織中に含まれるセメンタイトの球状化率は０．８以上とする。
【００４７】
上記の初期組織がマルテンサイト組織単相または下部ベイナイト組織単相である場合には、焼戻し処理後に均一な炭化物球状化組織が得られやすい。一方、ベイナイト中に硬質マルテンサイトが混在する場合がある。すなわち、下部ベイナイト組織は、オーステナイト化熱処理後、ベイナイト変態温度域まで冷却し、所定の保持時間を経て生成させる。その時、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。上記の組織を焼戻すと、生成するセメンタイトが粒界に板状析出し、球状化率が０．８未満になりやすくなり、耐遅れ破壊性に悪影響を及ぼすおそれがある。したがって、焼戻し処理前の初期組織は、マルテンサイト組織単相または下部ベイナイト組織単相であるのが好ましい。
【００４８】
なお、本発明において「マルテンサイトまたは下部ベイナイトのいずれかの焼戻し組織からなる金属組織」は、セメンタイト、フェライト、オーステナイト等の組織が、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。
【００４９】
旧オーステナイト結晶粒径：３μｍ以下
初期組織における旧オーステナイト粒径を３μｍ以下にすることによって、焼戻し後のマルテンサイトまたは下部ベイナイトの組織中の炭化物が球状化しやすくなる。なお、初期組織におけるマルテンサイトまたは下部ベイナイトの旧オーステナイト粒径は、焼戻し後においても変化することはない。したがって、初期組織における旧オーステナイト粒径を３μｍ以下にすることで、マルテンサイトまたは下部ベイナイトの焼戻し組織の旧オーステナイト結晶粒径も、３μｍ以下となる。
【００５０】
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、以下に示す熱処理および焼戻し処理を施すことにより製造することができる。
【００５１】
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。
【００５２】
３−２  熱処理工程
上述のように、本発明においては、上記熱処理用鋼に対して、まず下記のステップを含む熱処理を施す。上記の金属組織を有する熱処理用鋼に対して、適切な条件における熱処理を施すことによってマルテンサイト組織単相または下部ベイナイト組織単相からなる初期組織を有する鋼を得ることができるようになる。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。
【００５３】
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。
【００５４】
ｂ）冷却ステップ
加熱後、１０℃／ｓ以上の冷却速度で２５０〜４５０℃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、マルテンサイト組織単相または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℃を超えると、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ないず、フェライトが析出する場合がある。一方、冷却停止温度が２５０℃未満ではセメンタイトの球状化が抑制されるおそれがある。
【００５５】
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、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。
【００５６】
３−３  焼戻し処理工程
上記の熱処理に続いて、焼戻し処理を施すことによって、初期組織を有する鋼から、マルテンサイトまたは下部ベイナイトの焼戻し組織を有する鋼が得られる。焼戻し処理工程においては、４００〜６８０℃の温度域で１０ｍｉｎ〜１ｈ保持する。焼戻し温度が４００℃未満の場合にはセメンタイトが球状化せず、耐遅れ破壊特性に悪影響を及ぼすおそれがある。一方、６８０℃を超えると、オーステナイト相に逆変態する場合があり、下部ベイナイト組織またはマルテンサイト組織が崩れ、耐遅れ破壊特性に悪影響を及ぼすおそれがある。
【００５７】
また、焼戻し時間が１０ｍｉｎ未満であると、セメンタイトの球状化を十分に促進させることができなくなる。一方、焼戻し時間が１ｈを超えると、焼戻し軟化が進み、１０００ＭＰａ以上の高強度が得られない場合がある。
【００５８】
３−４  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。
【００５９】
３−５  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。
【００６０】
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。
【実施例】
【００６１】
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。
【００６２】
【表１】
0006303866.tif 000002
【００６３】
試験番号１〜８については、熱間鍛造後、空冷させ熱処理用鋼とした。試験番号９〜２２については、熱間鍛造後に空冷させ、その後１０５０℃まで再加熱し、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％の仕上圧延を加えた後、空冷させ熱処理用鋼とした。試験番号２３〜２６については、熱間鍛造後に水冷させ、その後６００℃で１０ｍｉｎの焼き戻し処理を行い熱処理用鋼とした。
【００６４】
試験番号２７〜２９については、熱間鍛造後に水冷させ、その後６００℃で１０ｍｉｎの焼き戻し処理を行った。引き続き、６００℃にて多パス圧延により総圧下率４０％の温間圧延を行った後、空冷させ熱処理用鋼とした。試験番号３０〜３３については、熱間鍛造後に空冷させ、その後１２５０℃まで再加熱し、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３３％の仕上圧延を加えた後、空冷させて室温まで冷却した後、総圧下４０％の冷間圧延を加え熱処理用鋼とした。
【００６５】
試験番号３４については、熱間鍛造後に空冷させ、その後１０５０℃まで再加熱し、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％の仕上圧延を加えた後、空冷させて室温まで冷却した後、総圧下４０％の冷間圧延を加え熱処理用鋼とした。試験番号３５および３６については、熱間鍛造後に空冷させ、その後１０５０℃まで再加熱し、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％の仕上圧延を加えた後、空冷させ、さらにその後、６００℃にて多パス圧延により総圧下率３０または４０％の温間圧延を行った後、空冷させ熱処理用鋼とした。
【００６６】
試験番号３７については、熱間鍛造後に水冷させ、その後６００℃で１０ｍｉｎの焼き戻し処理を行い、引き続き６００℃にて多パス圧延により総圧下率４０％の温間圧延を行った後、空冷させ熱処理用鋼とした。試験番号３８については、熱間鍛造後に空冷させ、その後１０５０℃まで再加熱し、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％の仕上圧延を加えた後、空冷し室温まで冷却し、そのまま次工程であるオーステナイト化熱処理に供試した。
【００６７】
さらもその後、試験番号２７〜２９、３５および３６については、熱処理用鋼に３０〜４０％の温間加工を加え、試験番号３０〜３４については、熱処理用鋼に４０％の冷間加工を加えた。
【００６８】
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。
【００６９】
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および焼戻し処理を施し、鋼材を製造した。前記熱処理は、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る。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。
【００７０】
【表２】
0006303866.tif 000003
【００７１】
＜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。
【００７２】
＜耐遅れ破壊特性＞
水素チャージ下の低荷重試験で評価した。水素チャージ条件は３％食塩水中でＡｇ／ＡｇＣｌ電極に対して−１．２Ｖの分極とした。水素チャージ下で荷重を１００ＭＰａずつ変化させ、試験時間２００ｈ経過後の割れの発生を調査し、破断する最小付加応力と破断しない最大付加応力との平均を最小下限応力とした。その最小下限応力を大気中の引張強さで除した値を遅れ破壊強度比として耐遅れ破壊性の指標とした。試験片のサイズは、板厚２ｍｍ、ゲージ長２５ｍｍ、ゲージ幅６ｍｍの板状引張試験片である。
【００７３】
局部延性および耐遅れ破壊特性の評価においては、それぞれ幅絞り値が１０％以上であり、遅れ破壊強度比が０．８以上であるものを良好であると判断した。
【００７４】
表２から分かるように、比較例である試験番号１、５、９、１３、１６、１９および２３は、焼戻し処理を施していないため、鋼材の金属組織がマルテンサイトまたは下部ベイナイトの焼戻し組織とならず、耐遅れ破壊特性が劣る結果となった。試験番号２〜４、６〜８および２４〜２６は、旧オーステナイト粒径が粗粒であるためセメンタイト球状化率が０．８未満となり、その結果、耐遅れ破壊特性が悪かった。さらに、試験番号１７および２０は、製造方法が不適切であったことに起因してセメンタイト球状化率が０．８未満となり、その結果、耐遅れ破壊特性が悪かった。
【００７５】
また、試験番号３５は、ＳｉおよびＭｏの含有量が規定の範囲から外れており、また旧オーステナイト粒径およびセメンタイト球状化率も本発明の規定を満足しないため、耐遅れ破壊特性が著しく劣る結果となった。試験番号３６は、ＭｎおよびＭｏの含有量が規定の範囲から外れており、旧オーステナイト粒径も本発明の規定を満足しないため、耐遅れ破壊特性が著しく劣る結果となった。さらに、試験番号３７および３８は、Ｂ含有量が規定の範囲から外れており、鋼材の金属組織がマルテンサイトまたは下部ベイナイトの焼戻し組織でないため、耐遅れ破壊特性が劣る結果となった。
【００７６】
一方、本発明例である試験番号１０〜１２、１４、１５、１８、２１、２２および２７〜３４は、引張強度が１０００〜１４５０ＭＰａ以上と高い。そして幅絞り値が１０％以上を示し局部延性に優れ、さらに遅れ破壊強度比も０．８以上と耐遅れ破壊特性に優れる結果となった。
【産業上の利用可能性】
【００７７】
本発明によれば、本発明によれば、引張強度が１０００〜１４５０ＭＰａの高強度でありながら、良好な延性を有し、さらに耐遅れ破壊性に優れる高強度鋼材を得ることが可能となるので、材料の特性と安全性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、自動車等輸送機器、建築部材、道路、鉄道等を支える構造材料として用いるのに好適である。