(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：0.1 〜0.8 mass％、Si：0.1 〜2.0 mass％、Mn：0.2 〜2.5 mass％およびCr：0.1 〜1.5 mass％を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼材に、加熱処理を施すに際し、
0.1 〜20Ｔの磁場中で、下限温度をＡc1点、上限温度をＡc3点または（Ａ2 点＋100 ℃）のいずれか低い温度とする温度範囲において加熱することにより、磁場中加熱時に新たに形成される逆変態オーステナイト相が、磁場印加方向に延びた形状を呈し、しかもフェライト相などの残留強磁性相と組合わさった複相構造の組織とすることを特徴とする磁場中熱処理による複相組織鋼材の組織制御方法。
【請求項２】
請求項１において、磁場中熱処理を鋼材に複数回施すものとし、その際、磁場印加方向を逐次直交させることを特徴とする磁場中熱処理による複相組織鋼材の組織制御方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明は、磁場中熱処理による複相組織鋼材の組織制御方法に関し、特に複相組織となる鋼材の製造過程における再加熱逆変態を磁場印加の下で行うことにより、鋼組織の有利な改質ひいては力学特性の有利な改善を図ろうとするものである。
【０００２】
【従来の技術】
鋼材の望ましい特性として、高強度でかつ高靱性（高延性）であることが要求されているが、一般にこの二つの特性は両立し難いことが知られている。
その解決策として、鋼組織を複相組織とすることが提案されている。
【０００３】
例えば、特公昭61-11291号公報には、フェライト相とマルテンサイト相の２相組織とすることにより、強度と伸びのバランスを改善した鋼板の製造方法が開示されている。
また、特公平５-64215号公報には、残留オーステナイト相とフェライト相の２相からなる延性の優れた高強度鋼板の製造方法が記載されている。
このように、鋼組織を複相組織とすることによって、強度と靱性を両立させた鋼材が工業材料として社会に供されている。
【０００４】
しかしながら、温度や加工パターンを工夫して特性の向上を図る手法は、もはや限界に近づいており、現在では、複相組織のサイズや形態の制御が可能な全く新しい方法が求められている。
【０００５】
その方法の一つとして、外場として磁場を印加する方法が考えられる。
例えば、旧ソ連のSadovskyら（Fiz. Metal. Metalloved, 12巻 (1961) P.302)は、鋼材に磁場を加えるとマルテンサイト変態温度が上昇し、マルテンサイト量が増加することを実験により明らかにした。
この効果のメカニズムは、通常成分の鋼では、オーステナイト相は非磁性であるのに対し、フェライト相やマルテンサイト相は強磁性であるため、磁場下では磁気的エネルギーの分だけ熱力学的自由エネルギーが低くなり、その結果、変態の駆動力が高くなって、変態温度が上昇するというものである。
【０００６】
高温相のオーステナイト相から低温相のフェライト相やマルテンサイト相への変態に磁場印加の効果があれば、その逆変態、すなわちフェライト相やマルテンサイト相からオーステナイト相への変態においても磁場の効果があると考えても不思議ではない。
実際、ハンガリーの Palmai (Gepgyartastechnologia. 22巻 (1982) P.463)は、Fe−0.60Ｃ−0.30Si−0.72Mnの組成の鋼材をマルテンサイト組織からオーステナイト組織に逆変態させる熱処理において、0.57Ｔ（Ｔは磁場の強さを表す単位：テスラ）の磁場を印加するとフェライト相が安定化されて残留フェライト量が増加することを観察している。
【０００７】
しかしながら、上記したような先駆的な研究では、磁場印加手段が常電導磁石であるため、印加磁場が小さく、磁場印加の判然たる効果が実験データに認め難いことから、工業的応用までには至っていない。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
この発明は、上述した現状に鑑み開発されたもので、磁場中では強磁性相の自由エネルギーが低下するという公知の事実から出発して、複相組織のサイズや形態の制御ならびにそれに伴う力学特性の有利な改善を可能ならしめる磁場中熱処理による複相組織鋼材の組織制御方法を提案することを目的とする。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
さて、発明者らは、強度と靱性の両立を実現したとして供されている鋼材を急冷してフェライト相、ベイナイト相およびマルテンサイト相とした後、１〜20Ｔの強磁場中にて、Ａc1変態点を下限とし、一方Ａc3変態点または（Ａ2 変態点＋100 ℃）のいずれか低い温度を上限とする温度範囲に15分間加熱した後、室温に冷却すると、逆変態によって生じたオーステナイト相と残留強磁性相（フェライト相、ベイナイト相、マルテンサイト相など）が印加磁場の方向に伸びた網目状またはハニカム状の構造を呈することの知見を得た。
さらに、得られた試料の強度と靱性を測定したところ、無磁場の場合に得られた試料に比べて格段に向上していることが究明された。
この発明は、上記の知見に立脚するものである。
【００１０】
すなわち、この発明の要旨構成は次のとおりである。
１．Ｃ：0.1 〜0.8 mass％、Si：0.1 〜2.0 mass％、Mn：0.2 〜2.5 mass％およびCr：0.1 〜1.5 mass％を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼材に、加熱処理を施すに際し、
0.1 〜20Ｔの磁場中で、下限温度をＡc1点、上限温度をＡc3点または（Ａ2 点＋100 ℃）のいずれか低い温度とする温度範囲において加熱することにより、磁場中加熱時に新たに形成される逆変態オーステナイト相が、磁場印加方向に延びた形状を呈し、しかもフェライト相などの残留強磁性相と組合わさった複相構造の組織とすることを特徴とする磁場中熱処理による複相組織鋼材の組織制御方法。
【００１１】
２．上記１において、磁場中熱処理を鋼材に複数回施すものとし、その際、磁場印加方向を逐次直交させることを特徴とする磁場中熱処理による複相組織鋼材の組織制御方法。
【００１２】
【発明の実施の形態】
以下、この発明の端緒となった実験結果について説明する。
〔実験１〕
熱間圧延後、室温にまで油冷却した、Ｃ：0.54mass％、Si：0.2 mass％、Mn：0.64mass％およびCr：0.3 mass％を含み、残部は実質的にFeの組成になる厚さ：1.5 mm、幅：50mmの鋼板を、Ａc3点以下である 745℃にまで急加熱し、５Ｔの静磁場を板の長手方向に印加しつつ５分間の焼鈍を施した後、油に焼き入れて室温まで冷却した。
印加磁場に平行な試料面を研磨してナイタール液で腐食したのち、顕微鏡観察して写真撮影した。それを図１(a) に示す。また、印加磁場方向に垂直な断面を同様にして観察した結果を図１(b) に示す。
【００１３】
図１(a) および(b) を合わせて考えると、磁場中熱処理時には、強磁場印加方向にオーステナイト相が成長し、強磁性のフェライト相が途切れ途切れではあるがハニカム構造に近い網目状構造の形態で残留していることが分かる。
磁場を印加しない点以外は同じ条件で熱処理した試料の長手方向断面の観察結果を図２に示すが、この場合には、残留フェライトが乱雑に分散した混粒組織となっている。また、垂直断面も同様であった。
このように、強磁場の印加によって強靱性のフェライト相が安定になるので、図１(a), (b)では、図２の場合に比べて、フェライト相の存在割合が大きくなっている。
【００１４】
次に、磁場中熱処理により図１の組織とした鋼板について、磁場印加方向を長手方向とする曲げ試験片を作製し、曲げ試験を室温にて行った。
その結果、曲げ強度として 1245 MPa と高い値が得られた。しかも、曲げ角度が 170°となった後の試験片の表面にも欠陥は認められなかった。
比較のため、磁場印加を行わなかった鋼板についても、同様の試験を行ったところ、得られた曲げ強度は 1046 MPa にすぎなかった。また、曲げ角度が 170°となった後の試験片の表面には割れ欠陥が認められた。
【００１５】
〔実験２〕
実験１の条件で磁場中熱処理を施して得たオーステナイト・フェライト複相組織鋼板に、室温で圧下率：20％の圧延を施した後、750 ℃にまで急加熱し、ついで５Ｔの静磁場を、前回とほぼ直交する向きに板面に沿って印加しつつ２分間の焼鈍を施した後、油中で室温まで冷却した。
【００１６】
得られた鋼板の板面を顕微鏡観察したところ、２回目の磁場中熱処理の際に、１回目の磁場中熱処理で残留したフェライト相から逆変態オーステナイトが、磁場印加方向すなわち１回目の磁場中熱処理で形成された逆変態オーステナイト相と直交する向きに成長していることが認められた。
換言すれば、圧延された１回目のオーステナイト相の太い横縞に、２回目のオーステナイト相の細い縦縞が交わった組織となっていることが確認された。
【００１７】
〔実験３〕
実験２において、２回目の磁場中熱処理のあと、鋼板試料を水中に焼き入れした。
顕微鏡で組織を観察したところ、オーステナイトの変態によって形成されたマルテンサイト相が格子を組み、その内部に残留フェライトが分布する組織となっていた。
引張り試験片を作製して室温にて引張り試験を行ったところ、曲げ強度：1302MPa 、全伸び：30.8％の値が得られた。
【００１８】
【作用】
この発明に従い、磁場中で鉄鋼材料を逆変態させると、逆変態オーステナイト相が磁場印加方向に延びた形状を示す理由、およびその結果力学特性が改善される理由については、まだ明確に解明されたわけではないが、以下のモデルで推察することが可能である。
すなわち、フェライト相、マルテンサイト相およびベイナイト相などからなる鉄鋼材料は、オーステナイト相に逆変態が始まる温度まで加熱しても強磁性である。
強磁性組織の内部で常磁性のオーステナイト相が核発生する際には、静磁エネルギーの増加が最小となる形状を取ると予想される。そのような形状として最も考えやすいのは、磁場方向に伸びた回転楕円体である。従って、このようなオーステナイト核が多数発生して成長しつつ合体することになるが、その際も残留強磁性相の静磁エネルギーが最小となるような構造を取るはずで、それがハニカム構造あるいはそれに至る前段階としての網目状構造であると考えられる。
２つ以上の結晶相から構成される複相鉄鋼材料において、それが網目状構造あるいはハニカム構造となっていれば、強度や靱性に優れるであろうことは構造力学の教科書の教えることである。
以上が今の時点でのモデルである。
【００１９】
次に、この発明において、鋼材の成分組成範囲および熱処理条件を前記の範囲に限定した理由について説明する。
この発明は、常磁性相と強磁性相を有する複相組織鋼であればいずれにも適合するが、特に好適には、Ｃ，Si，MnおよびCrを以下の範囲で含み、残部は実質的にFeの組成になる鋼材である。
Ｃ：0.1 〜0.8 mass％
Ｃの下限を0.1 mass％としたのは、Ｃがこの値未満では残留オーステナイト相が少なくなるため、靱性の向上など複相組織特有の特性向上が望めなくなるからである。一方、上限を0.8 mass％としたのは、共析組成の0.8 mass％では２相域逆変態が起こり得なくなるためである。
【００２０】
Si：0.1 〜2.0 mass％
Siの下限を0.1 mass％としたのは、Ｃと同様、残留オーステナイト量が少なくなり、複相組織化による特性向上が望めないからである。一方、上限を2.0 mass％としたのは、この値を超えて多量に添加しても効果が飽和に達するだけでなく、フェライト相が固溶硬化して靱性の低下を招くからである。
【００２１】
Mn：0.2 〜2.5 mass％
Mnの下限を0.2 mass％としてのは、熱延工程における熱間脆性防止のために必要な最小量だからである。一方、上限を2.5 mass％としたのは、この値を超えると溶接性に悪影響が出るためである。
【００２２】
Cr：0.1 〜1.5 mass％
Crは、焼入性を向上させる元素であることが知られているが、この発明では、オーステナイトの安定性を高め、複相組織化を容易にする成分として添加する。この効果を十分に発揮させるためには0.1 mass％以上の含有が必要である。一方、上限は経済性を考慮して1.5 mass％に定めた。
【００２３】
次に、熱処理中に印加する磁場の強さを 0.1〜20Ｔとした理由は、 0.1Ｔ未満では、磁気的効果が小さく実用的でないからであり、一方上限については、室温以上の大空間に工業的に発生可能な磁場の強さを考慮して、20Ｔとした。より好適には２〜20Ｔの範囲である。
なお、磁場の種類は、静磁場でも低周波変動磁場でもいずれでも構わないが、通常は直流静磁場の方が好適である。
【００２４】
次に、磁場印加温度について説明すると、Ａc1点以上の温度とすることが、逆変態を行わせる上で不可欠な条件であることは鉄・炭素系状態図から明らかである。
同様に、上限温度条件の一つであるＡc3点も状態図から明らかである。なお、Ａc3点は印加磁場と共に１〜２℃／Ｔの割合で上昇することが予想されるので、印加磁場の下でのＡc3点と定義することにする。
また、もう一つの上限温度条件の（Ａ2 点＋100 ℃）は、フェライト相、マルテンサイト相およびベイナイト相等の低温相が強磁性を示す上限の温度である。ここで、Ａ2 点はキュリー温度であるが、強磁場を印加した場合はキュリー温度を超えて、その上の 100℃程度まで磁気秩序が存在すると予想される。
上記の理由から、下限温度はＡc1点、また上限温度はＡc3温度または（Ａ2 温度＋100 ℃) のいずれか低い温度としたのである。
なお、加熱時間については特に制限されることはないが、２〜20分程度が好適である。
また、磁場印加のタイミングについては、鋼材温度がＡ1 点に到達するまでには磁場を所定の値に励磁しておくことが望ましい。
【００２５】
【実施例】
表１に示す種々の組成になる熱延鋼板（厚さ：4.0 mm）を、酸洗後、冷間圧延により厚さ：2.0 mmの冷延板としたのち、表２に示す種々の条件で供試材を作成した。
得られた供試材から、JIS 13号Ｂ引張試験片を採取し（磁場に平行方向および垂直方向）、引張速度：10 mm/s で試験を行い、強度、全伸びおよび局部伸びについて調査した。
得られた結果を表３に示す。
なお、全伸び値は成形性の評価尺度であり、また局部伸び値は衝撃特性の評価尺度となるもので、いずれも値が大きいことが望ましい。
【００２６】
【表１】
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【００２７】
【表２】
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【００２８】
【表３】
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【００２９】
表３から明らかなように、この発明に従い得られた供試材No.1〜７はいずれも、800 MPa 以上の強度を有し、また磁場印加方向に平行および直角のいずれの方向においても全伸び：30％以上、局部伸び：７％以上が達成されていた。
特性の向上の度合いは、磁場に垂直な方向で、言い換えれば、長く伸びたハニカムあるいは網目に垂直な方向でより顕著であった。特に、供試材No.5のように、印加磁場の方向が直交するように磁場中熱処理を２回施した場合には、この特性の異方性が解消されるばかりでなく、３次元的に配列した組織とすることによって、強度、全伸びおよび局部伸びとも一層改善することができた。
【００３０】
これに対し、No.8の比較例では、磁場印加温度が高すぎて、複相組織の制御が成されていなかった。また、供試材No.9, 11では、ともに磁場強度が0.05Ｔと弱すぎて、有意な改善効果が得られなかった。さらに、供試材No.10 では、熱処理温度がＡc1点より低かったため、逆変態の進行に至らず、従って磁場印加の効果も発現しなかった。
【００３１】
【発明の効果】
かくして、この発明によれば、常磁性相と強磁性相からなる複相組織鋼を、逆変態熱処理プロセスで製造する際に、印加磁場によってその組織形態を制御することができ、その結果、800 MPa 以上の強度を有し、かつ全伸びおよび局部伸びにも優れた鋼板を提供することができ、その産業界に対する貢献は極めて大きいといえる。
【図面の簡単な説明】
【図１】Ｃ：0.54mass％を含有する鋼板を、５Ｔの磁場中にて、745 ℃, ５分間逆変態させた試料の顕微鏡写真であり、(a) は印加磁場に平行な試料面、(b) は印加磁場方向に垂直な断面の組織写真である。
【図２】磁場を印加しない点以外は図１と同じ条件で熱処理をした試料の顕微鏡組織写真である。
【図１】
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【図２】
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