(57)【要約】【課題】析出強化効果が大きく、かつ成形加工性に優れた析出強化型高強度鋼を提供する。【解決手段】時効処理後に、粒径が５ｎｍ以下のＢＣＣ構造になるＣｕクラスターを、全Ｃｕの体積に対して、体積率で５％以上析出させる。【選択図】        図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
時効処理後に、粒径が５ｎｍ以下のＢＣＣ構造になるＣｕクラスターを、全Ｃｕの体積に対して、体積率で５％以上含有させることを特徴とする析出強化型高強度鋼。
【請求項２】
請求項１において、鋼組成が、質量％で
Ｃ：０．００２  〜１．０  ％、
Ｓｉ：０．００５  〜１．０  ％、
Ｍｎ：０．１  〜２．０  ％、
Ｃｕ：０．５  〜４．０  ％、
Ｐ：０．０１〜０．１  ％、
Ａｌ：０．１  ％以下および
Ｓ：０．０１０  ％以下を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする析出強化型高強度鋼。
【請求項３】
請求項２において、鋼組成が、さらに質量％で
Ｍｏ，Ｎｂ，Ｔｉ，Ｖ，ＣｒおよびＮｉのうちから選んだ１種または２種以上を合計で
０．０１〜２．０  ％
含有することを特徴とする析出強化型高強度鋼。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、析出強化型高強度鋼に関し、特に成形加工性の有利な向上を図ろうとするものである。
【０００２】
【従来の技術】
近年、環境問題に対する関心の高まりから、省エネルギーのための素材開発需要が増加し、例えば自動車用鋼板や建築構造部材等の分野では、材料の軽量化に不可欠な高強度鋼の開発に対する要求が高まっている。
【０００３】
鋼の高強度化手段としては、析出強化、固溶強化、組織強化および細粒化強化などの手段が挙げられる。
このうち固溶強化は、Ｐ，ＳｉおよびＭｎなどの元素を組織中に固溶させることによって、組織強化は、フェライト、ベイナイト、マルテンサイトおよびパーライト等の組織を分散させることによって、細粒化強化は、組織の結晶粒を微細化することによって、それぞれ強度上昇を図るものである。
【０００４】
また、析出強化は、析出物を分散させることによって、強度上昇を図るものであり、この場合、析出物のサイズや形態の制御が強度上昇にとって重要である。
一般に、析出物サイズが小さいほど、また析出物容積率（体積率）が高いほど、強度上昇効果は大きいとされている。
【０００５】
析出物のサイズを制御して、材料特性を向上させる例としては、複合組織鋼板において、純Ｃｕ粒子の析出サイズ（粒径）を２ｎｍ以下に制御して疲労特性を向上させた加工用高強度冷延鋼板が提案されている（例えば特許文献１）。
しかしながら、この技術では、鋼の引張強度上昇のために、２ｎｍ以下の純Ｃｕ粒子を析出させるだけでなく、延性を確保するために、熱延後の冷却速度、巻取り温度、冷延焼鈍後の冷却速度および冷却停止温度を厳密に制御することが要求される。
また、この技術では、鋼の引張強度の上昇に伴い、降伏強度も上昇するため、成形時のスプリングバックやプレス機の性能などにより、鋼形状が板材の場合は特に所望の形に成形できないという問題があった。
【０００６】
【特許文献１】
特開平１１−２７９６９０号公報（特許請求の範囲）
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記の問題を有利に解決するもので、延性を損なうことなく、また成形時には比較的低強度で加工がし易く、成形後には時効現象により強度の有利な向上を図ることができる析出強化型高強度鋼を提案することを目的とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
さて、発明者らは、上記の目的を達成するために鋭意研究を重ねた結果、母相である鋼と結晶構造が同じＢＣＣ（Ｂｏｄｙ  Ｃｅｎｔｅｒｄ  Ｃｕｂｉｃ：体心立方）構造になる微細クラスターを活用すれば、延性を損なうことがなく、しかも成形時には比較的低強度で加工がし易く、一方成形後には時効現象により高強度化が達成されることの知見を得た。
本発明は、上記の知見に立脚するものである。
【０００９】
すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．時効処理後に、粒径が５ｎｍ以下のＢＣＣ構造になるＣｕクラスターを、全Ｃｕの体積に対して、体積率で５％以上含有させることを特徴とする析出強化型高強度鋼。
【００１０】
２．上記１において、鋼組成が、質量％で
Ｃ：０．００２  〜１．０  ％、
Ｓｉ：０．００５  〜１．０  ％、
Ｍｎ：０．１  〜２．０  ％、
Ｃｕ：０．５  〜４．０  ％、
Ｐ：０．０１〜０．１  ％、
Ａｌ：０．１  ％以下および
Ｓ：０．０１０  ％以下を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする析出強化型高強度鋼。
【００１１】
３．上記２において、鋼組成が、さらに質量％で
Ｍｏ，Ｎｂ，Ｔｉ，Ｖ，ＣｒおよびＮｉのうちから選んだ１種または２種以上を合計で
０．０１〜２．０  ％
含有することを特徴とする析出強化型高強度鋼。
【００１２】
【発明の実施の形態】
以下、本発明を由来するに至った研究結果について説明する。なお、成分に関する「％」表示は特に断らない限り質量％を意味するものとする。
Ｃ：０．００２  ％，Ｓｉ：０．０１％，Ｍｎ：０．１  ％，Ｐ：０．０１％，Ｓ：０．００５  ％，Ａｌ：０．０４％，Ｎ：０．００２  ％およびＣｕ：０〜２％に成分調整した鋼片を、加熱温度：１２００℃、圧延仕上温度：９００  ℃で熱間圧延したのち、室温で巻取り、酸洗後、３．５  ｍｍから１．０  ｍｍ厚に冷間圧延し、ついで  ８００℃で２０分の焼鈍を行った。
その後、  ３００〜６５０  ℃の温度で２０分の時効処理を施したのち、ＪＩＳ  ５  号引張試験片を作成し、引張強度ＴＳ（Ｔｅｎｓｉｌｅ  Ｓｔｒｅｎｇｔｈ）を測定した。
【００１３】
また、得られた各試料から板厚１／４  位置で透過電子顕微鏡用サンプルを採取し、ＥＤＸ（Ｅｎｅｒｇｙ  Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ  Ｘ−ｒａｙｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｅｒ  ）により、粒径が５ｎｍ以下のＢＣＣ構造になるＣｕクラスターのサイズ（粒径）を測定すると共に、体積率を算出した。
なお、Ｃｕクラスターの体積率は、全Ｃｕの体積に対する比率で示すものとする。ここに、全Ｃｕの体積とは、鋼中の全Ｃｕ質量をＣｕの比重で除して求めた値である。
得られた結果を図１に示す。
【００１４】
同図に示したとおり、時効処理後に、直径が５ｎｍ以下のＢＣＣ構造のＣｕクラスターが、全Ｃｕの体積に対して体積率で５％以上存在する場合に、良好な強度上昇が達成されることが判明した。
【００１５】
また、本発明において、ＢＣＣ構造のＣｕクラスターのうち、特に粒径が５ｎｍ以下のＣｕクラスターを対象としたのは、５ｎｍ超の析出物を数多く生成させることは難しく、また５ｎｍ超の析出物では析出強化に有効に作用しないからである。
【００１６】
次に、本発明において、鋼の好適成分組成を前記の範囲に限定した理由について説明する。
Ｃ：０．００２  〜１．０  ％
Ｃは、少ないほど延性は向上するが、含有量を  ０．００２％未満に低減するにはコストの点で不利であり、一方  １．０％より多く含有すると、加工性や溶接性が著しく劣化するので、Ｃ量は  ０．００２〜１．０  ％の範囲に限定した。
【００１７】
Ｓｉ：０．００５  〜１．０  ％
Ｓｉは、固溶強化元素として、延性を低下させることなく強度の上昇に寄与するので、０．００５  ％以上含有させるが、１．０  ％を超えて含有させてもその効果は飽和し、むしろめっき性や溶接性に悪影響を及ぼすため、Ｓｉ量は  ０．００５〜１．０  ％の範囲に限定した。
【００１８】
Ｍｎ：０．１  〜２．０  ％
Ｍｎは、鋼の強度を上昇させるだけでなく、Ｓによる熱間脆性を防止する有用元素であり、０．１  ％以上の範囲で積極的に添加するが、２．０  ％を超えると加工性の劣化を招くので、Ｍｎ量は  ０．１〜２．０  ％の範囲に限定した。
【００１９】
Ｃｕ：０．５  〜４．０  ％
Ｃｕは、本発明において最も重要な元素である。
本発明は、前述したとおり、粒径が５ｎｍ以下のＢＣＣ構造のＣｕクラスターを、全Ｃｕの体積に対して、体積率で５％以上析出させることにより、母相である鋼（フェライト）の延性を低下させることなく、強度上昇を図るものである。ここに、Ｃｕ量が  ０．５％に満たないと上記したＣｕクラスターの絶対量が不足し、一方  ４．０％を超えると効果が飽和に達するため、Ｃｕ量は  ０．５〜４．０  ％の範囲に限定した。なお、Ｃｕクラスターは、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）により観察し、ＥＤＸによりその粒径を測定すると共に、体積率を算出した。その結果、粒径が５ｎｍ以下のＢＣＣ構造のＣｕクラスターが体積率で５％以上である場合に、加工がし易く、かつ成形後の時効現象により強度上昇が大きいことが判明した。
【００２０】
Ｐ：０．０１〜０．１  ％
Ｐは、延性を低下させることなしに強度を上昇させる上で有効な元素であるが、含有量が０．０１％未満ではその効果に乏しく、一方  ０．１％を超えて添加すると、加工性や溶接性に悪影響を及ぼすので、Ｐは０．０１〜０．１  ％の範囲に限定した。
【００２１】
Ａｌ：０．１  ％以下
Ａｌは、脱酸のために添加する必要があるが、あまり多量に添加すると非金属介在物が増大し、伸びの劣化を招くので、０．１  ％以下に限定した。
【００２２】
Ｓ：０．０１０  ％以下
Ｓは、多すぎると延性の低下や熱間圧延時の割れを引き起こすので、極力低減させることが望ましいが、０．０１０  ％以下であれば許容できる。
【００２３】
以上、基本成分について説明したが、本発明ではその他にも、以下に述べる元素を適宜含有させることができる。
Ｍｏ，Ｎｂ，Ｔｉ，Ｖ，ＣｒおよびＮｉのうちから選んだ１種または２種以上を合計で０．０１〜２．０  ％
これらの元素はいずれも、強度の向上に有効に寄与する元素である。しかしながら、含有量が０．０１％に満たないとその添加効果に乏しく、一方  ２．０％を超えるとその効果は飽和することから、これらは単独添加または複合添加いずれの場合も０．０１〜２．０  ％の範囲で含有させるものとした。
【００２４】
また、本発明では、前記特許文献１のように、製造条件を厳密に管理する必要はなく、熱間圧延、巻取りおよび冷間圧延などは常法に従って行えば良い。但し、本発明で所期したように、直径が５ｎｍ以下のＢＣＣ構造になるＣｕクラスターを５％以上析出させるためには、熱間圧延後または冷間圧延後、あるいは必要に応じて行うこれら圧延後の焼鈍処理後に、  １００〜６００  ℃の温度で熱処理（時効処理）を施す必要がある。
【００２５】
【実施例】
実施例１
表１に示す組成になる鋼を、転炉にて溶製し、連続鋳造後、加熱温度：１２００℃で再加熱し、圧延仕上温度：８５０  〜９３０  ℃で熱間圧延したのち、５５０  ℃以下の温度で巻取り、ついで酸洗後、圧下率：６０〜８０％の冷延圧延により  ０．７〜１．３  ｍｍ厚の冷延板としたのち、８００  ℃で２０分の焼鈍を施し、その後  ３００〜６５０  ℃の温度で２０分の時効処理を施した。
かくして得られた鋼板をＪＩＳ  Ｚ  ２２０１記載のＪＩＳ  ５  号引張試験片に加工し、ＪＩＳＺ
２２４１に記載の引張試験を行った。
また、時効処理後の鋼板の板厚１／４  位置から透過電子顕微鏡用サンプルを採取し、ＥＤＸによりＢＣＣ構造のＣｕクラスターのサイズ（粒径）を測定すると共に、体積率を算出した。得られた結果を表２に示す。
【００２６】
【表１】
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【００２７】
【表２】
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【００２８】
表２に示したとおり、発明例はいずれも、Ｃｕクラスターの粒径が５ｎｍ以下と小さく、かつ体積率が５％以上と高いため、優れた析出強化効果が得られている。
また、降伏比（ＹＲ）も８５％以下と小さいことから、成形加工性も良好であることが分かる。
これに対し、比較例である鋼種ＣおよびＤは、Ｃｕ量が少ないため、Ｃｕクラスターの体積率が小さく、また体積率を上昇させた場合にはＣｕクラスターの粒径が大きいため、析出強化効果が小さく、その結果得られる引張強度も低い。
【００２９】
実施例２
表１中の鋼種ＡおよびＣについて、時効温度を変更した場合における引張強度の変化について調査した。
得られた結果を表３に示す。
【００３０】
【表３】
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【００３１】
同表に示したとおり、発明例である鋼種Ａでは、１００  ℃以上の時効温度において強度上昇量が大きいが、比較例の試料Ｃでは  ８００℃以上の時効温度において強度上昇が見られるものの、その値は  ５００  ＭＰａ未満と小さかった。
【００３２】
【発明の効果】
かくして、本発明に従い、時効処理後に微細なＣｕクラスターを適量析出させることにより、析出強化効果が大きく、かつ成形加工性に優れた析出強化型高強度鋼を安定して得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】Ｃｕクラスターの体積率と引張強度との関係を示した図である。
【図１】
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