JP2020059881A - Steel material and method for manufacturing the same - Google Patents
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Abstract
Description
本発明は、鋼材およびその製造方法に関する。 The present invention relates to a steel material and a method for manufacturing the steel material.
鋼の組織中に残留オーステナイトを含む鋼材が知られている。残留オーステナイトを含む混合組織とした加工誘起変態型鋼（ＴＲＩＰ鋼）は、高強度でありながら優れた延性を有するため、様々な分野で使用されている。そのため、これまでに、組織中のオーステナイトを安定化させるための研究が数多くなされてきた。 A steel material containing retained austenite in the structure of steel is known. Work-induced transformation type steel (TRIP steel) having a mixed structure containing retained austenite has high strength and excellent ductility, and is therefore used in various fields. Therefore, many studies have been conducted to stabilize austenite in the structure.
例えば、特許文献１には、熱延と冷延を行った鋼板に、Ａ３点〜（Ａ３点＋５０℃）の温度で１０〜１８００秒間加熱し保持した後、３℃／ｓ以上の平均冷却速度で（Ｍｓ点−１００℃）〜Ｂｓ点の温度まで冷却し保持することで、ベイニティックフェライトと残留γからなる高強度薄鋼板が開示されている。 For example, in Patent Document 1, a steel sheet hot-rolled and cold-rolled is heated and held at a temperature of A 3 point to (A 3 point + 50 ° C.) for 10 to 1800 seconds, and then an average of 3 ° C./s or more. A high-strength thin steel sheet composed of bainitic ferrite and residual γ is disclosed by cooling and holding at a cooling rate to a temperature of (Ms point −100 ° C.) to Bs point.
また、特許文献２には、熱延と冷延を行った鋼板を素材とし、焼鈍で（Ａｃ３点−５０℃）〜Ａｃ３点の温度域を２℃／ｓ以下で加熱する。その後の冷却過程で２０℃／ｓ以上の冷却速度でＭｓ点−１００℃以下の温度域に冷却し、３００〜６００℃の温度域に再加熱する処理を施すことで、６０〜９５％の焼戻しマルテンサイトと残留γを含む組織を有する１２００ＭＰａ以上の鋼板が開示されている。 Further, Patent Document 2, a steel sheet subjected to hot rolling and cold rolling the material, the temperature range of annealing at (Ac 3 point -50 ° C.) to Ac 3 point heating at 2 ° C. / s or less. In the subsequent cooling process, it is cooled to a temperature range of Ms point −100 ° C. or lower at a cooling rate of 20 ° C./s or more and is reheated to a temperature range of 300 to 600 ° C., thereby tempering at 60 to 95%. A steel sheet of 1200 MPa or more having a structure containing martensite and residual γ is disclosed.
特許文献１および２に開示されるような通常のＴＲＩＰ鋼の場合、残留オーステナイトは、結晶粒界などに偏在することが多い。粒界に存在する残留オーステナイトが加工誘起変態によりマルテンサイトとなると、応力集中が粒界近傍に生じ、破壊の起点となりうる。そのため、従来のＴＲＩＰ鋼にも、延性向上の観点において改善の余地が残されている。 In the case of ordinary TRIP steels as disclosed in Patent Documents 1 and 2, retained austenite is often unevenly distributed in grain boundaries and the like. When the retained austenite existing at the grain boundary becomes martensite due to the work-induced transformation, stress concentration occurs near the grain boundary, which may be a starting point of fracture. Therefore, the conventional TRIP steel also has room for improvement from the viewpoint of improving ductility.
本発明は、残留オーステナイトを含む金属組織を有し、かつ従来のＴＲＩＰ鋼より延性に優れる鋼材およびその製造方法を提供することを目的とする。 An object of the present invention is to provide a steel material having a metal structure containing retained austenite and having a ductility superior to that of a conventional TRIP steel, and a method for producing the steel material.
本発明は、上記の課題を解決するためになされたものであり、下記の鋼材およびその製造方法を要旨とする。 The present invention has been made to solve the above problems, and has as its gist the following steel material and a method for manufacturing the same.
（１）化学組成が、質量％で、
Ｃ：１．００％以下、
Ｓｉ：３．００％以下、
Ｍｎ：０．２〜７．０％、
Ｐ：０．１０％以下、
Ｓ：０．０３０％以下、
Ａｌ：３．００％以下、
Ｎ：０．０１０％以下、
Ｎｉ：０〜１０．０％、
Ｃｕ：０〜３．０％、
Ｃｒ：０〜１０．０％、
Ｔｉ：０〜１．０％、
Ｎｂ：０〜１．０％、
Ｖ：０〜１．０％、
Ｍｏ：０〜２．０％、
Ｗ：０〜１．０％、
Ｂ：０〜０．０１％、
Ｃｏ：０〜１．０％、
Ｃａ：０〜０．０１％、
Ｍｇ：０〜０．０１％、
ＲＥＭ：０〜０．０１％、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
下記（ｉ）式で定義されるＣｅｑが０．１０〜１．００であり、
金属組織が、体積％で、４０％以上の焼戻しマルテンサイト、１０％以上のベイナイト、５％以上の残留オーステナイト、５％以上のフェライトを含み、
焼戻しマルテンサイトのブロックまたはフェライト結晶粒の内部に存在する残留オーステナイトの面積割合が、鋼材中の残留オーステナイトの総量に対して１５％以上であり、
１１５０ＭＰａ以上の引張強度を有する、
鋼材。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋１／２４Ｓｉ＋１／６Ｍｎ＋１／４０Ｎｉ＋１／５Ｃｒ＋１／４Ｍｏ＋１／１４Ｖ ・・・（ｉ）
但し、式中の各元素記号は、鋼素材中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表す。
(1) The chemical composition is% by mass,
C: 1.00% or less,
Si: 3.00% or less,
Mn: 0.2 to 7.0%,
P: 0.10% or less,
S: 0.030% or less,
Al: 3.00% or less,
N: 0.010% or less,
Ni: 0 to 10.0%,
Cu: 0 to 3.0%,
Cr: 0 to 10.0%,
Ti: 0 to 1.0%,
Nb: 0 to 1.0%,
V: 0 to 1.0%,
Mo: 0 to 2.0%,
W: 0 to 1.0%,
B: 0 to 0.01%,
Co: 0 to 1.0%,
Ca: 0 to 0.01%,
Mg: 0 to 0.01%,
REM: 0 to 0.01%,
The balance: Fe and impurities,
Ceq defined by the following formula (i) is 0.10 to 1.00,
The metal structure contains 40% or more of tempered martensite, 10% or more of bainite, 5% or more of retained austenite, and 5% or more of ferrite in volume%.
The area ratio of the retained austenite existing inside the block of the tempered martensite or the ferrite crystal grains is 15% or more with respect to the total amount of the retained austenite in the steel material,
Has a tensile strength of 1150 MPa or more,
Steel material.
Ceq = C + 1 / 24Si + 1 / 6Mn + 1 / 40Ni + 1 / 5Cr + 1 / 4Mo + 1 / 14V (i)
However, each element symbol in the formula represents the content (mass%) of each element contained in the steel material.
（２）前記金属組織中のフェライト粒の平均結晶粒径が３．０μｍ以下である、
上記（１）に記載の鋼材。
(2) The average grain size of ferrite grains in the metal structure is 3.0 μm or less,
The steel material according to (1) above.
（３）前記化学組成が、質量％で、
Ｎｉ：０．１〜１０．０％、
Ｃｕ：０．３〜３．０％、および
Ｃｒ：０．１〜１０．０％、
から選択される１種以上を含有する、
上記（１）または（２）に記載の鋼材。
(3) The chemical composition is mass%,
Ni: 0.1 to 10.0%,
Cu: 0.3 to 3.0%, and Cr: 0.1 to 10.0%,
Containing one or more selected from,
The steel material according to (1) or (2) above.
（４）前記化学組成が、質量％で、
Ｔｉ：０．０１〜１．０％、
Ｎｂ：０．０１〜１．０％、
Ｖ：０．０１〜１．０％、
Ｍｏ：０．０５〜２．０％、
Ｗ：０．０５〜１．０％、
Ｂ：０．０００３〜０．０１％、および
Ｃｏ：０．０５〜１．０％、
から選択される１種以上を含有する、
上記（１）から（３）までのいずれかに記載の鋼材。
(4) The chemical composition is mass%,
Ti: 0.01 to 1.0%,
Nb: 0.01 to 1.0%,
V: 0.01 to 1.0%,
Mo: 0.05-2.0%,
W: 0.05 to 1.0%,
B: 0.0003 to 0.01%, and Co: 0.05 to 1.0%,
Containing one or more selected from,
The steel material according to any one of (1) to (3) above.
（５）前記化学組成が、質量％で、
Ｃａ：０．０００１〜０．０１％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．０１％、および
ＲＥＭ：０．０００１〜０．０１％、
から選択される１種以上を含有する、
上記（１）から（４）までのいずれかに記載の鋼材。
(5) The chemical composition is mass%,
Ca: 0.0001 to 0.01%,
Mg: 0.0001 to 0.01%, and REM: 0.0001 to 0.01%,
Containing one or more selected from,
The steel material according to any one of (1) to (4) above.
（６）上記（１）および（３）から（５）までのいずれかに記載の化学組成を有し、
マルテンサイトを主体とする金属組織を有する鋼素材に対して、焼戻し工程および焼鈍工程を順に行い、
前記焼戻し工程において、５５０℃〜Ａｃ１点の範囲の温度域で６０ｍｉｎ以上保持し、
前記焼鈍工程において、５００℃／ｓ以上の平均昇温速度でＡｃ３点〜Ａｃ３点＋１００℃の温度範囲まで加熱した後、５〜３０ｓ保持してから冷却を開始し、１０℃／ｓ以上１００℃／ｓ未満の平均冷却速度でＭｓ点−５０℃〜Ｍｓ点−２００℃の温度域まで冷却した後、３００〜５００℃の温度範囲まで再加熱して３０〜５００ｓ保持した後、室温まで冷却する、
鋼材の製造方法。
(6) The chemical composition according to any one of (1) and (3) to (5) above,
For a steel material having a metal structure mainly composed of martensite, a tempering step and an annealing step are sequentially performed,
In the tempering step, the temperature range of 550 ° C. to Ac 1 point is maintained for 60 minutes or more,
In the annealing step, after heating to a temperature range of Ac 3 points to Ac 3 points + 100 ° C. at an average temperature rising rate of 500 ° C./s or more, holding for 5 to 30 s, cooling is started, and 10 ° C./s or more After cooling to a temperature range of Ms point −50 ° C. to Ms point −200 ° C. at an average cooling rate of less than 100 ° C./s, reheating to a temperature range of 300 to 500 ° C. and holding for 30 to 500 seconds, and then to room temperature Cooling,
Steel material manufacturing method.
（７）前記焼戻し工程の前、または前記焼戻し工程と前記焼鈍工程との間に、さらに冷間加工工程を行う、
上記（６）に記載の鋼材の製造方法。
(7) A cold working step is further performed before the tempering step or between the tempering step and the annealing step.
The method for producing a steel material according to (6) above.
本発明によれば、粒内に残留オーステナイトが分散した金属組織とすることにより、従来のＴＲＩＰ鋼より延性に優れる鋼材を得ることが可能になる。 According to the present invention, a steel material having a ductility superior to that of the conventional TRIP steel can be obtained by forming a metal structure in which retained austenite is dispersed in the grains.
本発明者らは、従来のＴＲＩＰ鋼よりもさらに延性に優れる鋼を製造するための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。 The present inventors have earnestly studied a method for producing a steel having a ductility superior to that of the conventional TRIP steel, and as a result, have obtained the following findings.
（ａ）上述のように、残留オーステナイトが結晶粒界に偏在する場合、加工変態により硬質のマルテンサイトが結晶粒界に生成し、粒界近傍に応力集中が生じる結果となる。 (A) As described above, when retained austenite is unevenly distributed in the crystal grain boundaries, hard martensite is generated in the crystal grain boundaries due to work transformation, resulting in concentration of stress near the grain boundaries.
（ｂ）一方、残留オーステナイトが結晶粒内に存在する場合、粒内に加工誘起変態によるマルテンサイトが生成するため、応力集中も結晶粒内に生じる結果となる。結晶粒内は、結晶粒界に比べて、応力集中による破壊に対する抵抗力が強い。 (B) On the other hand, when the retained austenite exists in the crystal grains, martensite is generated in the grains by the work-induced transformation, so that stress concentration also occurs in the crystal grains. The inside of the crystal grains has a higher resistance to fracture due to stress concentration than the crystal grain boundaries.
（ｃ）そのため、結晶粒内に残留オーステナイトが分散した金属組織を有する鋼は、通常のＴＲＩＰ鋼に比べて、延性に優れるものと考えられる。 (C) Therefore, steel having a metal structure in which retained austenite is dispersed in crystal grains is considered to have excellent ductility as compared with ordinary TRIP steel.
本発明者らは、上記のような金属組織を有する鋼を製造する方法について、さらに検討を行った結果、以下の知見を得た。 As a result of further studies on the method for producing steel having the above-described metal structure, the present inventors have obtained the following findings.
（ｄ）マルテンサイトまたは冷間加工されたマルテンサイトを主体とする初期組織を有する鋼素材に対して、Ａｃ１点以下の温度での熱処理を施すと、結晶粒内にセメンタイトが析出するとともに、セメンタイト中にＭｎ等の元素が濃化する。 (D) When a steel material having an initial structure mainly composed of martensite or cold-worked martensite is subjected to heat treatment at a temperature of Ac 1 point or less, cementite is precipitated in crystal grains, and Elements such as Mn are concentrated in the cementite.
（ｅ）上記の鋼素材を超急速加熱し、一気にオーステナイト単相域まで加熱し、所定時間保持すると、セメンタイトは溶解しオーステナイト粒が生成する。この際、初期組織においてセメンタイトが存在していた領域では、元素の拡散より相変態が先に生じるため、オーステナイト粒の一部にＭｎ等のオーステナイト安定化元素が濃化した領域が形成される。 (E) When the above steel material is extremely rapidly heated to austenite single phase region at a stretch and held for a predetermined time, cementite is dissolved and austenite grains are generated. At this time, in the region where cementite was present in the initial structure, the phase transformation occurs prior to the diffusion of the element, so that a region where the austenite stabilizing element such as Mn is concentrated is formed in a part of the austenite grains.
（ｆ）その後、急冷すると、Ｍｎ等が濃化した領域では、オーステナイトが安定化されるため、残留オーステナイトとなり、その他の領域では焼戻しマルテンサイトまたはフェライト等に変態する。 (F) After that, when rapidly cooled, the austenite is stabilized in the region where Mn and the like are concentrated, so that it becomes retained austenite, and in other regions, it is transformed into tempered martensite, ferrite, or the like.
（ｇ）すなわち、焼戻しマルテンサイトまたはフェライト等の結晶粒内に、残留オーステナイトが形成されることとなる。 (G) That is, residual austenite is formed in crystal grains of tempered martensite, ferrite, or the like.
（ｈ）また、超急速加熱を行う前の鋼素材の組織の違いによって、加熱後の微細度合が大きく変わる。鋼素材に、金属組織中にオーステナイトの核生成サイトが多数存在する鋼を用いると、微細な組織が得られやすくなる。 (H) Further, the degree of fineness after heating largely changes due to the difference in the structure of the steel material before the ultra-rapid heating. When a steel having a large number of austenite nucleation sites in the metal structure is used as the steel material, a fine structure is easily obtained.
（ｉ）微細な組織を得たい場合には、超急速加熱を行う前に、鋼素材に対して、冷間加工を行うことが好ましい。 (I) When it is desired to obtain a fine structure, it is preferable to perform cold working on the steel material before performing ultra-rapid heating.
（ｊ）生成した超微細オーステナイト粒は、高温状態では粗大な粒に成長しやすい。そのため、超急速加熱後は一定の時間内に冷却を開始することによって、超微細組織を維持する。 (J) The generated ultrafine austenite grains are likely to grow into coarse grains in a high temperature state. Therefore, after the ultra-rapid heating, cooling is started within a fixed time to maintain the ultra-fine structure.
（ｋ）超微細オーステナイト粒の成長粗大化を防止するため、変態温度を低くすることも有効である。粒界の移動は原子の拡散によるものであるため、温度を下げて拡散速度を小さくすれば、微細な粒のまま維持することが可能になる。 (K) In order to prevent the growth and coarsening of the ultrafine austenite grains, it is also effective to lower the transformation temperature. Since the movement of the grain boundaries is due to the diffusion of atoms, it is possible to maintain the fine grains as they are by lowering the temperature to reduce the diffusion rate.
（ｌ）Ｍｎ等の含有量を調整することによって、鋼素材の変態温度を低下させることが可能になる。 (L) By adjusting the content of Mn and the like, it becomes possible to lower the transformation temperature of the steel material.
本発明は、上記の知見を基礎としてなされたものである。以下、本発明の各要件について詳しく説明する。 The present invention is based on the above findings. Hereinafter, each requirement of the present invention will be described in detail.
（Ａ）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。
(A) Chemical composition The reasons for limiting each element are as follows. In addition, in the following description, "%" regarding the content means "mass%".
Ｃ：１．００％以下
Ｃは鋼材の強度を向上させる元素である。Ｃ含有量は鋼材に要求される特性に応じて選定されるが、１．００％を超えるとＭｆ点が低下しすぎて、加熱中に生じたオーステナイトの一部または全部が冷却中に変態せずに、必要量のマルテンサイトが得られず、十分な強度が得られなくなる。そのため、Ｃ含有量は１．００％以下とする。Ｃ含有量は０．５０％以下であるのが好ましく、０．３５％以下であるのがより好ましい。上記の効果を得るためには、Ｃ含有量は０．０３％以上であるのが好ましい。
C: 1.00% or less C is an element that improves the strength of the steel material. The C content is selected according to the properties required for the steel material, but if it exceeds 1.00%, the Mf point will be too low, and some or all of the austenite generated during heating will transform during cooling. Otherwise, the required amount of martensite cannot be obtained and sufficient strength cannot be obtained. Therefore, the C content is 1.00% or less. The C content is preferably 0.50% or less, more preferably 0.35% or less. In order to obtain the above effects, the C content is preferably 0.03% or more.
Ｓｉ：３．００％以下
Ｓｉは残留オーステナイトを安定化させるために含有させる。しかしながら、その含有量が３．００％を超えると、熱間加工性が劣化して圧延時に割れやすくなる。そのため、Ｓｉ含有量は３．００％以下とする。Ｓｉ含有量は２．５０％以下であるのが好ましい。上記の効果を得るためには、Ｓｉ含有量は０．１０％以上であるのが好ましく、０．３０％以上であるのがより好ましい。
Si: 3.00% or less Si is contained to stabilize the retained austenite. However, if the content exceeds 3.00%, the hot workability is deteriorated and cracks easily occur during rolling. Therefore, the Si content is 3.00% or less. The Si content is preferably 2.50% or less. In order to obtain the above effects, the Si content is preferably 0.10% or more, more preferably 0.30% or more.
Ｍｎ：０．２〜７．０％
ＭｎはＡ１変態点を低下させてオーステナイト生成温度域を低くすることによって、オーステナイト相の成長粗大化速度を低下させるのに有効な元素である。また、Ｍｎはオーステナイト相へ分配される元素である。さらに、残留オーステナイトを活用したい場合には有効な元素となる。超微細オーステナイト組織の成長粗大化を抑制するためには、０．２％以上含有させる必要がある。一方、Ｍｎ含有量が７．０％を超えると、Ｍｆ点が低下しすぎて、加熱中に生じたオーステナイトの一部または全部が冷却中に変態せずに、必要量のマルテンサイトが得られず、十分な強度が得られなくなる。そのため、Ｍｎ含有量は０．２〜７．０％とする。Ｍｎ含有量は５．０％以下であるのが好ましく、３．０％以下であるのがより好ましい。
Mn: 0.2-7.0%
Mn is an element effective in lowering the growth coarsening rate of the austenite phase by lowering the A 1 transformation point and lowering the austenite formation temperature range. Further, Mn is an element that is distributed to the austenite phase. Furthermore, it is an effective element when it is desired to utilize retained austenite. In order to suppress the growth coarsening of the ultrafine austenite structure, it is necessary to contain 0.2% or more. On the other hand, when the Mn content exceeds 7.0%, the Mf point is too low, and a part or all of the austenite generated during heating does not transform during cooling, and the required amount of martensite is obtained. As a result, sufficient strength cannot be obtained. Therefore, the Mn content is set to 0.2 to 7.0%. The Mn content is preferably 5.0% or less, more preferably 3.0% or less.
Ｐ：０．１０％以下
Ｐは、一般に不純物として含有される元素であるが、固溶強化により強度を高める効果を有する元素でもある。したがって、Ｐを積極的に含有させてもよい。しかし、Ｐは偏析し易い元素であり、その含有量が０．１０％を超えると、粒界偏析に起因する成形性および靭性の低下が顕著となる。したがって、Ｐ含有量は０．１０％以下とする。Ｐ含有量は０．０５０％以下であるのが好ましく、０．０３０％以下であるのがより好ましく、０．０２０％以下であるのがさらに好ましい。Ｐ含有量の下限は特に規定する必要はないが、上記の効果を得たい場合には、０．００１％以上とすることが好ましい。
P: 0.10% or less Although P is an element generally contained as an impurity, it is also an element having an effect of increasing strength by solid solution strengthening. Therefore, P may be positively contained. However, P is an element that easily segregates, and if its content exceeds 0.10%, the formability and toughness significantly decrease due to the segregation of grain boundaries. Therefore, the P content is 0.10% or less. The P content is preferably 0.050% or less, more preferably 0.030% or less, and further preferably 0.020% or less. The lower limit of the P content does not have to be specified in particular, but it is preferably 0.001% or more in order to obtain the above effects.
Ｓ：０．０３０％以下
Ｓは、不純物として含有される元素であり、鋼中に硫化物系介在物を形成して鋼板の成形性を低下させる。Ｓ含有量が０．０３０％を超えると、成形性の低下が著しくなる。したがって、Ｓ含有量は０．０３０％以下とする。Ｓ含有量は０．０１０％以下であるのが好ましく、０．００５％以下であるのがより好ましく、０．００１％以下であるのがさらに好ましい。Ｓ含有量の下限は特に規定する必要はないが、精錬コストの上昇を抑制する観点からは０．０００１％以上とすることが好ましい。
S: 0.030% or less S is an element contained as an impurity and forms a sulfide-based inclusion in the steel to reduce the formability of the steel sheet. When the S content exceeds 0.030%, the moldability is significantly deteriorated. Therefore, the S content is 0.030% or less. The S content is preferably 0.010% or less, more preferably 0.005% or less, and further preferably 0.001% or less. The lower limit of the S content need not be specified in particular, but is preferably 0.0001% or more from the viewpoint of suppressing an increase in refining cost.
Ａｌ：３．００％以下
Ａｌはフェライト相へ分配される元素であって、超微細オーステナイト組織の成長粗大化を抑制するには、脱酸のために通常含有される量より多く含有させる必要がある。しかしながら、その含有量が３．００％を超えると、熱間加工性が劣化して圧延時に割れやすくなる。そのため、Ａｌ含有量は３．００％以下とする。Ａｌ含有量は２．５０％以下であるのが好ましく、２．００％以下であるのがより好ましい。上記の効果を得るためには、Ａｌ含有量は０．０１％以上であるのが好ましく、０．０３％以上であるのがより好ましい。
Al: 3.00% or less Al is an element that is distributed to the ferrite phase, and in order to suppress the growth coarsening of the ultrafine austenite structure, it is necessary to add more than the amount usually contained for deoxidation. is there. However, if the content exceeds 3.00%, the hot workability is deteriorated and cracks easily occur during rolling. Therefore, the Al content is 3.00% or less. The Al content is preferably 2.50% or less, more preferably 2.00% or less. In order to obtain the above effects, the Al content is preferably 0.01% or more, more preferably 0.03% or more.
Ｎ：０．０１０％以下
Ｎは、不純物として含有される元素であり、鋼板の成形性を低下させる作用を有する。Ｎ含有量が０．０１０％を超えると、成形性の低下が著しくなる。したがって、Ｎ含有量は０．０１０％以下とする。Ｎ含有量は０．００８０％以下であるのが好ましく、０．００７０％以下であるのがより好ましい。Ｎ含有量の下限は特に規定する必要はないが、後述するようにＴｉ、ＮｂおよびＶの１種以上を含有させて鋼組織の微細化を図る場合を考慮すると、炭窒化物の析出を促進させるためにＮ含有量は、０．００１０％以上とすることが好ましく、０．００２０％以上とすることがより好ましい。
N: 0.010% or less N is an element contained as an impurity and has an effect of reducing the formability of the steel sheet. When the N content exceeds 0.010%, the formability is significantly reduced. Therefore, the N content is 0.010% or less. The N content is preferably 0.0080% or less, and more preferably 0.0070% or less. The lower limit of the N content does not have to be specified in particular, but considering the case where one or more kinds of Ti, Nb and V are contained to refine the steel structure as described later, the precipitation of carbonitride is promoted. Therefore, the N content is preferably 0.0010% or more, and more preferably 0.0020% or more.
本発明の製造方法に供される鋼には、上記の元素に加えてさらに、下記に示す量のＮｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏ、Ｗ、Ｂ、Ｃｏ、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭから選択される１種以上の元素を含有させてもよい。 In addition to the above elements, the steel used in the production method of the present invention further contains the following amounts of Ni, Cu, Cr, Ti, Nb, V, Mo, W, B, Co, Ca, Mg and One or more elements selected from REM may be contained.
Ｎｉ：０〜１０．０％
ＮｉはＡ１変態点を低下させてオーステナイト生成温度域を低くすることによって、オーステナイト相の成長粗大化速度を低下させるのに有効な元素である。また、Ｎｉはオーステナイト相へ分配される元素である。そのため必要に応じてＮｉを含有させてもよい。しかしながら、Ｎｉ含有量が１０．０％を超えると、粒成長の抑制効果が飽和してくる。したがって、Ｎｉ含有量は１０．０％以下とする。Ｎｉ含有量は５．０％以下であるのが好ましい。上記の効果を得るためには、Ｎｉ含有量は０．１％以上とするのが好ましい。
Ni: 0 to 10.0%
Ni is an element effective in lowering the growth coarsening rate of the austenite phase by lowering the A 1 transformation point and lowering the austenite formation temperature range. Further, Ni is an element that is distributed to the austenite phase. Therefore, Ni may be contained if necessary. However, when the Ni content exceeds 10.0%, the effect of suppressing grain growth becomes saturated. Therefore, the Ni content is 10.0% or less. The Ni content is preferably 5.0% or less. In order to obtain the above effects, the Ni content is preferably 0.1% or more.
Ｃｕ：０〜３．０％
ＣｕはＡ１変態点を低下させてオーステナイト生成温度域を低くすることによって、オーステナイト相の成長粗大化速度を低下させるのに有効な元素である。また、Ｃｕはオーステナイト相へ分配される元素である。そのため必要に応じてＣｕを含有させてもよい。しかしながら、Ｃｕ含有量が３．０％を超えると、加工性が劣化して圧延時に割れやすくなる。したがって、Ｃｕ含有量は３．０％以下とする。Ｃｕ含有量は２．５％以下であるのが好ましい。上記の効果を得るためには、Ｃｕ含有量は０．３％以上とするのが好ましい。
Cu: 0 to 3.0%
Cu is an element effective in lowering the growth coarsening rate of the austenite phase by lowering the A 1 transformation point and lowering the austenite formation temperature range. Cu is an element that is distributed to the austenite phase. Therefore, Cu may be contained if necessary. However, if the Cu content exceeds 3.0%, the workability deteriorates and cracks easily occur during rolling. Therefore, the Cu content is 3.0% or less. The Cu content is preferably 2.5% or less. In order to obtain the above effects, the Cu content is preferably 0.3% or more.
Ｃｒ：０〜１０．０％
Ｃｒはオーステナイト相へ分配される元素であり、超微細オーステナイト組織の成長粗大化を抑制するのに有効な元素である。そのため必要に応じてＣｒを含有させてもよい。しかしながら、Ｃｒ含有量が１０．０％を超えると、強度と延性または強度と靱性とのアンバランスが生じる。したがって、Ｃｒ含有量は１０．０％以下とする。Ｃｒ含有量は８．０％以下であるのが好ましい。上記の効果を得るためには、Ｃｒ含有量は０．１％以上とするのが好ましい。
Cr: 0 to 10.0%
Cr is an element that is distributed to the austenite phase, and is an element that is effective in suppressing the growth coarsening of the ultrafine austenite structure. Therefore, Cr may be contained if necessary. However, if the Cr content exceeds 10.0%, an imbalance between strength and ductility or strength and toughness occurs. Therefore, the Cr content is 10.0% or less. The Cr content is preferably 8.0% or less. In order to obtain the above effects, the Cr content is preferably 0.1% or more.
Ｔｉ：０〜１．０％
Ｔｉはフェライト相へ分配され、かつ、拡散の遅い元素であり、超微細オーステナイト組織の成長粗大化を抑制するのに有効な元素である。そのため必要に応じてＴｉを含有させてもよい。しかしながら、Ｔｉ含有量が１．０％を超えると、鋼が脆化してくる。したがって、Ｔｉ含有量は１．０％以下とする。Ｔｉ含有量は０．５％以下であるのが好ましい。上記の効果を得るためには、Ｔｉ含有量は０．０１％以上とするのが好ましい。
Ti: 0 to 1.0%
Ti is an element that is distributed to the ferrite phase and that diffuses slowly, and is an element that is effective in suppressing the growth coarsening of the ultrafine austenite structure. Therefore, Ti may be contained if necessary. However, if the Ti content exceeds 1.0%, the steel becomes brittle. Therefore, the Ti content is 1.0% or less. The Ti content is preferably 0.5% or less. In order to obtain the above effects, the Ti content is preferably 0.01% or more.
Ｎｂ：０〜１．０％
Ｎｂはフェライト相へ分配され、かつ、拡散の遅い元素であり、超微細オーステナイト組織の成長粗大化を抑制するのに有効な元素である。そのため必要に応じてＮｂを含有させてもよい。しかしながら、Ｎｂ含有量が１．０％を超えると、鋼が脆化してくる。したがって、Ｎｂ含有量は１．０％以下とする。Ｎｂ含有量は０．５％以下であるのが好ましい。上記の効果を得るためには、Ｎｂ含有量は０．０１％以上とするのが好ましい。
Nb: 0 to 1.0%
Nb is an element that is distributed into the ferrite phase and that diffuses slowly, and is an element that is effective in suppressing the growth coarsening of the ultrafine austenite structure. Therefore, Nb may be contained if necessary. However, if the Nb content exceeds 1.0%, the steel becomes brittle. Therefore, the Nb content is 1.0% or less. The Nb content is preferably 0.5% or less. In order to obtain the above effects, the Nb content is preferably 0.01% or more.
Ｖ：０〜１．０％
Ｖはフェライト相へ分配される元素であり、超微細オーステナイト組織の成長粗大化を抑制するのに有効な元素である。そのため必要に応じてＶを含有させてもよい。しかしながら、Ｖ含有量が１．０％を超えると、鋼が脆化してくる。したがって、Ｖ含有量は１．０％以下とする。Ｖ含有量は０．５％以下であるのが好ましい。上記の効果を得るためには、Ｖ含有量は０．０１％以上とするのが好ましい。
V: 0 to 1.0%
V is an element that is distributed to the ferrite phase, and is an element that is effective in suppressing the growth coarsening of the ultrafine austenite structure. Therefore, V may be contained if necessary. However, if the V content exceeds 1.0%, the steel becomes brittle. Therefore, the V content is 1.0% or less. The V content is preferably 0.5% or less. In order to obtain the above effects, the V content is preferably 0.01% or more.
Ｍｏ：０〜２．０％
Ｍｏはフェライト相へ分配され、かつ、拡散の遅い元素であり、超微細オーステナイト組織の成長粗大化を抑制するのに有効な元素である。そのため必要に応じてＭｏを含有させてもよい。しかしながら、Ｍｏ含有量が２．０％を超えると、粒成長の抑制効果が飽和してくる。したがって、Ｍｏ含有量は２．０％以下とする。Ｍｏ含有量は１．０％以下であるのが好ましい。上記の効果を得るためには、Ｍｏ含有量は０．０５％以上とするのが好ましい。
Mo: 0-2.0%
Mo is an element that is distributed into the ferrite phase and that diffuses slowly, and is an element that is effective in suppressing the growth coarsening of the ultrafine austenite structure. Therefore, Mo may be contained if necessary. However, if the Mo content exceeds 2.0%, the effect of suppressing grain growth becomes saturated. Therefore, the Mo content is 2.0% or less. The Mo content is preferably 1.0% or less. In order to obtain the above effects, the Mo content is preferably 0.05% or more.
Ｗ：０〜１．０％
Ｗはフェライト相へ分配され、かつ、拡散の遅い元素であり、超微細オーステナイト組織の成長粗大化を抑制するのに有効な元素である。そのため必要に応じてＷを含有させてもよい。しかしながら、Ｗ含有量が１．０％を超えると、粒成長の抑制効果が飽和してくる。したがって、Ｗ含有量は１．０％以下とする。Ｗ含有量は０．５％以下であるのが好ましい。上記の効果を得るためには、Ｗ含有量は０．０５％以上とするのが好ましい。
W: 0 to 1.0%
W is an element that is distributed to the ferrite phase and that diffuses slowly, and is an element that is effective in suppressing the growth coarsening of the ultrafine austenite structure. Therefore, W may be contained if necessary. However, if the W content exceeds 1.0%, the effect of suppressing grain growth becomes saturated. Therefore, the W content is 1.0% or less. The W content is preferably 0.5% or less. In order to obtain the above effects, the W content is preferably 0.05% or more.
Ｂ：０〜０．０１％
Ｂは焼入れ性が向上する元素で、マルテンサイトを含む組織を得るには有効な元素である。そのため必要に応じてＢを含有させてもよい。しかしながら、Ｂ含有量が０．０１％を超えると、靱性が悪化する。したがって、Ｂ含有量は０．０１％以下とする。Ｂ含有量は０．００５％以下であるのが好ましい。上記の効果を得るためには、Ｂ含有量は０．０００３％以上とするのが好ましい。
B: 0 to 0.01%
B is an element that improves the hardenability and is an effective element for obtaining a structure containing martensite. Therefore, B may be contained if necessary. However, if the B content exceeds 0.01%, the toughness deteriorates. Therefore, the B content is 0.01% or less. The B content is preferably 0.005% or less. In order to obtain the above effects, the B content is preferably 0.0003% or more.
Ｃｏ：０〜１．０％
Ｃｏはフェライト相へ分配される元素であり、超微細オーステナイト組織の成長粗大化を抑制するのに有効な元素である。そのため必要に応じてＣｏを含有させてもよい。しかしながら、Ｃｏ含有量が１．０％を超えると、粒成長の抑制効果が飽和してくる。したがって、Ｃｏ含有量は１．０％以下とする。Ｃｏ含有量は０．５％以下であるのが好ましい。上記の効果を得るためには、Ｃｏ含有量は０．０５％以上とするのが好ましい。
Co: 0 to 1.0%
Co is an element that is distributed to the ferrite phase, and is an element that is effective in suppressing the growth coarsening of the ultrafine austenite structure. Therefore, Co may be contained if necessary. However, if the Co content exceeds 1.0%, the effect of suppressing grain growth becomes saturated. Therefore, the Co content is 1.0% or less. The Co content is preferably 0.5% or less. In order to obtain the above effects, the Co content is preferably 0.05% or more.
Ｃａ：０〜０．０１％
Ｍｇ：０〜０．０１％
ＲＥＭ：０〜０．０１％
Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭは、オーステナイト粒成長を抑制するピン留め効果を有し、オーステナイト粒を微細化する効果を有する。そのため必要に応じてこれらの元素から選択される１種以上を含有させてもよい。しかしながら、これらの元素の含有量がそれぞれ０．０１％を超えると、脆化して加工性が劣化する。したがって、各元素ともその含有量を０．０１％以下とする。また、２種以上を複合的に含有させる場合、その合計含有量は０．０３％であってもよい。上記の効果を得るためには、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭから選択される１種以上を０．０００１％以上含有させるのが好ましい。
Ca: 0 to 0.01%
Mg: 0-0.01%
REM: 0 to 0.01%
Ca, Mg and REM have a pinning effect of suppressing austenite grain growth and an effect of refining austenite grains. Therefore, one or more selected from these elements may be contained if necessary. However, if the content of each of these elements exceeds 0.01%, embrittlement occurs and workability deteriorates. Therefore, the content of each element is set to 0.01% or less. Further, when two or more kinds are contained in combination, the total content thereof may be 0.03%. In order to obtain the above effects, it is preferable to contain 0.0001% or more of at least one selected from Ca, Mg and REM.
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。 Here, REM refers to a total of 17 elements of Sc, Y and lanthanoid, and the content of the REM means the total content of these elements.
本発明の製造方法に供される鋼の化学組成において、残部はＦｅおよび不純物である。 In the chemical composition of the steel used in the manufacturing method of the present invention, the balance is Fe and impurities.
なお「不純物」とは、鋼材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。 The "impurity" is a component that is mixed in during the industrial production of steel products due to various factors such as ores, raw materials such as scrap, and the manufacturing process, and is permitted within a range that does not adversely affect the present invention. Means something.
Ｃｅｑ：０．１０〜１．００
Ｃｅｑは炭素当量を意味し、下記（ｉ）式で定義される。Ｃｅｑが０．１０未満では、鋼材の強度が十分に得られない。一方、Ｃｅｑが１．００を超えると、靭性および延性が悪化するだけでなく、溶接を行う場合には溶接性および溶接部特性が劣化する。したがって、Ｃｅｑは０．１０〜１．００とする。Ｃｅｑは０．２０以上であるのが好ましく、０．３０以上であるのがより好ましい。また、Ｃｅｑは０．９０以下であるのが好ましい。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋１／２４Ｓｉ＋１／６Ｍｎ＋１／４０Ｎｉ＋１／５Ｃｒ＋１／４Ｍｏ＋１／１４Ｖ ・・・（ｉ）
但し、式中の各元素記号は、鋼素材中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表す。
Ceq: 0.10 to 1.00
Ceq means carbon equivalent and is defined by the following formula (i). If Ceq is less than 0.10, the strength of the steel material cannot be sufficiently obtained. On the other hand, when Ceq exceeds 1.00, not only the toughness and ductility deteriorate, but also when welding is performed, the weldability and weld zone characteristics deteriorate. Therefore, Ceq is set to 0.10 to 1.00. Ceq is preferably 0.20 or more, and more preferably 0.30 or more. Further, Ceq is preferably 0.90 or less.
Ceq = C + 1 / 24Si + 1 / 6Mn + 1 / 40Ni + 1 / 5Cr + 1 / 4Mo + 1 / 14V (i)
However, each element symbol in the formula represents the content (mass%) of each element contained in the steel material.
（Ｂ）金属組織
本発明に係る鋼材の金属組織は、体積％で、４０％以上の焼戻しマルテンサイト、１０％以上のベイナイト、５％以上の残留オーステナイト、５％以上のフェライトを含む。それぞれの組織の限定理由について説明する。
(B) Metallographic Structure The metallic structure of the steel material according to the present invention contains, by volume%, 40% or more tempered martensite, 10% or more bainite, 5% or more retained austenite, and 5% or more ferrite. The reasons for limiting each organization will be explained.
焼戻しマルテンサイト：４０％以上
焼戻しマルテンサイトは、硬質な組織であり、鋼の強度を向上する。そのため、焼戻しマルテンサイトの体積率を４０％以上とする。延性より強度を重視したい場合には、その体積率は５０％以上であるのが好ましく、６０％以上であるのがより好ましい。なお、焼戻しマルテンサイトは適度な靭性を有するので、より硬質な組織であるマルテンサイトと異なり、延性を阻害する影響が比較的に小さい。
Tempered martensite: 40% or more Tempered martensite has a hard structure and improves the strength of steel. Therefore, the volume ratio of tempered martensite is set to 40% or more. When it is desired to emphasize the strength rather than the ductility, the volume ratio is preferably 50% or more, more preferably 60% or more. Since tempered martensite has an appropriate toughness, unlike martensite, which has a harder structure, the effect of inhibiting ductility is relatively small.
ベイナイト：１０％以上
ベイナイトは、硬質かつ靱性に富む組織である。そのため、ベイナイトの体積率を１０％以上とする。上限は特に設けないが、他の組織との関係から実質的に４０％未満となる。なお、ベイナイトとは鉄の体心立方構造からなるベイニティックフェライトと、鉄炭化物（Ｆｅ３Ｃの化学成分を有するセメンタイト）の混合組織である。このうちのベイニティックフェライトは後述のフェライトとは区別される。
Bainite: 10% or more Bainite is a hard and tough structure. Therefore, the volume ratio of bainite is set to 10% or more. The upper limit is not particularly set, but is substantially less than 40% due to the relationship with other organizations. In addition, bainite is a mixed structure of bainitic ferrite having a body-centered cubic structure of iron and iron carbide (cementite having a chemical component of Fe 3 C). Of these, bainitic ferrite is distinguished from ferrite described later.
残留オーステナイト：５％以上
残留オーステナイトは、ＴＲＩＰ効果により、鋼の延性を向上する組織である。そのため、残留オーステナイトの体積率を５％以上とする。なお、残留オーステナイトの体積率について、上限は特に設けないが、他の組織との関係から実質的に４５％以下となる。また、残留オーステナイトの体積率が過剰であると、強度が低下するおそれがある。そのため、残留オーステナイトの体積率は４０％以下であるのが好ましく、３０％以下であるのがより好ましく、２０％以下であるのがさらに好ましい。
Retained austenite: 5% or more Retained austenite is a structure that improves the ductility of steel due to the TRIP effect. Therefore, the volume ratio of retained austenite is set to 5% or more. The upper limit of the volume ratio of retained austenite is not particularly set, but it is substantially 45% or less due to the relationship with other structures. Further, if the volume ratio of retained austenite is excessive, the strength may decrease. Therefore, the volume ratio of retained austenite is preferably 40% or less, more preferably 30% or less, and further preferably 20% or less.
フェライト：５％以上
フェライトは、軟質な組織であり、鋼の延性を向上する。そのため、フェライトの体積率を５％以上とする。フェライトは軟質な組織であるため、強度より延性を重視したい場合には、その体積率は１０％以上であるのが好ましい。一方、その量が過剰であると鋼の強度が低下するおそれがあることから、フェライトの体積率は３０％以下であることが好ましく、２０％以下であることがより好ましい。なお、フェライトは急速加熱・保持後の冷却過程においてオーステナイトの一部が相変態することで生成する。なお、フェライトの平均結晶粒径は３．０μｍ以下であることが好ましい。
Ferrite: 5% or more Ferrite has a soft structure and improves the ductility of steel. Therefore, the volume ratio of ferrite is set to 5% or more. Since ferrite has a soft structure, if it is desired to emphasize ductility rather than strength, the volume ratio thereof is preferably 10% or more. On the other hand, if the amount is excessive, the strength of the steel may decrease. Therefore, the volume ratio of ferrite is preferably 30% or less, more preferably 20% or less. Ferrite is formed by a phase transformation of part of austenite in the cooling process after rapid heating and holding. The average crystal grain size of ferrite is preferably 3.0 μm or less.
微細なフェライトおよび残留オーステナイトが含まれることによって、鋼板の伸び向上に効果的であるとともに、粒径が微細であることで、曲げ性または伸びフランジ性（穴広げ率）が低下しにくい効果が得られ、また、高い降伏応力が得られる。粗大なフェライトまたは残留オーステナイトが含まれると、伸びフランジ変形時にボイドの起点になりやすく、穴広げ率が低く、降伏応力が低くなる。 By containing fine ferrite and retained austenite, it is effective in improving the elongation of the steel sheet, and the grain size is fine, so that bendability or stretch flangeability (hole expansion rate) is less likely to decrease. And a high yield stress is obtained. If coarse ferrite or retained austenite is contained, it tends to be the starting point of voids when the stretch flange is deformed, the hole expansion ratio is low, and the yield stress is low.
上記以外の組織については特に限定されないが、そのほかに、マルテンサイト、パーライト等の組織から選択される１種以上が含まれていてもよい。しかしながら、それらの合計体積率は２５％以下であることが好ましく、２０％以下であることがより好ましく、１５％以下であることがさらに好ましい。 The structure other than the above is not particularly limited, but one or more kinds selected from structures such as martensite and pearlite may be contained in addition to the above. However, the total volume ratio thereof is preferably 25% or less, more preferably 20% or less, and further preferably 15% or less.
また、上述のように、鋼材の延性を従来のＴＲＩＰ鋼よりさらに向上させるためには、残留オーステナイトの分散状態が重要となる。具体的には、焼戻しマルテンサイトのブロックまたはフェライト結晶粒の内部（以下の説明において、単に「結晶粒の内部」ともいう。）に存在する残留オーステナイトの面積割合を、鋼材中の残留オーステナイトの総量に対して１５％以上にする必要がある。 Further, as described above, in order to further improve the ductility of the steel material as compared with the conventional TRIP steel, the dispersed state of retained austenite is important. Specifically, the area ratio of the retained austenite existing inside the tempered martensite block or inside the ferrite crystal grains (also simply referred to as “inside the crystal grains” in the following description) is defined as the total amount of the retained austenite in the steel material. Must be 15% or more.
なお、本発明においては、各組織の体積率、残留オーステナイトの分散状態およびフェライト粒の平均結晶粒径は以下の方法により測定するものとする。 In the present invention, the volume fraction of each structure, the dispersed state of retained austenite, and the average crystal grain size of ferrite grains are measured by the following methods.
まず、鋼材の圧延方向および板厚方向に平行な断面が観察面となるように、試料を採取する。そして、当該観察面を鏡面研磨し、ナイタール腐食液で腐食した後、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて組織観察を行う。 First, a sample is taken so that the cross section parallel to the rolling direction and the plate thickness direction of the steel material becomes the observation surface. Then, the observation surface is mirror-polished and corroded with a Nital etchant, and then the structure is observed using a scanning electron microscope (SEM).
上記観察面の板厚１／４深さ位置において、１０００倍で１３０μｍ×１３０μｍの範囲を撮影する。得られたミクロ組織写真を白黒の二値化処理を施してから画像解析を行い、焼戻しマルテンサイト、フェライト、ベイナイト、およびその他の組織を特定し、ＪＩＳ Ｇ ０５５１（２０１３）規格に定める、「鋼−結晶粒度の顕微鏡試験方法」に基づく方法を用いて、それぞれの面積率を求める。さらに面積率から体積率への換算は、線分法により行う。当該線分法は、例えば、Robert T. DeHoff、Frederik N. Rhines共編（Quantitative Microscopy、１９６８年）に記載される手法に基づく。 At a depth of 1/4 of the thickness of the observation surface, an image of a region of 130 μm × 130 μm at 1000 times is photographed. The obtained microstructure photograph is subjected to black-and-white binarization processing, and then image analysis is performed to specify tempered martensite, ferrite, bainite, and other structures, and defined in JIS G 0551 (2013) standard. -The area ratio of each is obtained by using the method based on the "grain size microscopic examination method". Furthermore, conversion from the area ratio to the volume ratio is performed by the line segment method. The line segment method is based on, for example, the method described in Robert T. DeHoff and Frederik N. Rhines (ed., Quantitative Microscopy, 1968).
また、残留オーステナイトは、ＳＥＭではマルテンサイトとの区別が困難であるため、Ｘ線回折法によってその体積率の測定を行う。そして、上記のＳＥＭ観察によって得られたその他の体積率から、残留オーステナイトの体積率を差し引くことによって、残部（マルテンサイトなどが該当）の体積率とする。 Moreover, since the retained austenite is difficult to distinguish from martensite by SEM, the volume ratio thereof is measured by the X-ray diffraction method. Then, the volume ratio of the remaining austenite is subtracted from the other volume ratios obtained by the above SEM observation to obtain the volume ratio of the balance (such as martensite).
さらに、残留オーステナイトの分散状態を求めるため、電子線後方散乱回折装置（ＥＢＳＤ）による結晶方位の測定および解析を行う。具体的には、ＥＢＳＤによる測定により、残留オーステナイト粒に隣接する焼戻しマルテンサイトのブロックまたはフェライト結晶粒の数を計測する。ここで、本発明においては、結晶方位差が５°以上の結晶粒界で囲まれるＢＣＣ構造を有する結晶粒を焼戻しマルテンサイトとフェライト粒とする。 Further, in order to obtain the dispersion state of the retained austenite, the crystal orientation is measured and analyzed by an electron beam backscattering diffractometer (EBSD). Specifically, the number of tempered martensite blocks or ferrite crystal grains adjacent to the retained austenite grains is measured by measurement by EBSD. Here, in the present invention, crystal grains having a BCC structure surrounded by crystal grain boundaries having a crystal orientation difference of 5 ° or more are referred to as tempered martensite and ferrite grains.
そして、隣接する焼戻しマルテンサイトのブロックまたはフェライト結晶粒の数が１つである残留オーステナイト粒を、結晶粒の内部に存在する結晶粒とする。一方、隣接する焼戻しマルテンサイトのブロックまたはフェライト結晶粒の数が２つ以上である残留オーステナイト粒を、結晶粒界に存在する結晶粒とする。そして、結晶粒の内部に存在する残留オーステナイト粒の合計面積率を、全残留オーステナイト粒の合計面積率で除することにより、残留オーステナイトの全結晶粒に占める、結晶粒の内部に存在する結晶粒の面積割合を算出する。 Then, the retained austenite grains having the number of adjacent tempered martensite blocks or ferrite crystal grains are set as the crystal grains existing inside the crystal grains. On the other hand, the retained austenite grains in which the number of adjacent tempered martensite blocks or ferrite crystal grains is two or more are set as the crystal grains existing in the grain boundaries. Then, the total area ratio of the retained austenite grains present inside the crystal grains, by dividing by the total area ratio of the total retained austenite grains, occupy the total crystal grains of the retained austenite, the crystal grains present inside the crystal grains Calculate the area ratio of.
また、上記のＥＢＳＤによる測定において、結晶方位差が１５°以上の結晶粒界で囲まれるＢＣＣ構造を有する結晶粒をフェライト粒とする。そして、フェライトの平均結晶粒径は、特定されたフェライト粒の円相当直径の平均値を、下式に基づき算出することにより求める。但し、下式中のＡｉはｉ番目のフェライト粒の面積を表し、ｄｉはｉ番目のフェライト粒の円相当直径を表す。 In addition, in the above-mentioned measurement by EBSD, ferrite grains are crystal grains having a BCC structure surrounded by crystal grain boundaries having a crystal orientation difference of 15 ° or more. Then, the average crystal grain size of ferrite is obtained by calculating the average value of the circle equivalent diameters of the specified ferrite grains based on the following formula. However, Ai in the following formula represents the area of the i-th ferrite grain, and di represents the circle equivalent diameter of the i-th ferrite grain.
なお、上記の測定においては、円相当直径が０．３μｍ以上の残留オーステナイトのみを対象とする。 In the above measurement, only retained austenite having a circle equivalent diameter of 0.3 μm or more is targeted.
（Ｃ）機械特性
本発明においては、鋼材の引張強さは１１５０ＭＰａ以上とする。引張強さは１２００ＭＰａ以上であるのが好ましい。また、強度および延性のバランスを確保する観点から、引張強さと伸びとの積が２００００ＭＰａ・％以上であることが好ましい。
(C) Mechanical Properties In the present invention, the tensile strength of the steel material is 1150 MPa or more. The tensile strength is preferably 1200 MPa or more. From the viewpoint of ensuring the balance between strength and ductility, the product of tensile strength and elongation is preferably 20000 MPa ·% or more.
（Ｄ）製造方法
本発明に係る鋼材は、上述の化学組成を有し、所定の金属組織を有する鋼素材に対して、焼戻し工程およびオーステナイト単相となる温度域へ急速に加熱した後、Ｍｓ点以下へ冷却し、その後再加熱する焼鈍工程を順に行うことによって製造することが可能である。各条件について、以下に詳しく説明する。
(D) Manufacturing Method The steel material according to the present invention has the above-mentioned chemical composition, and a steel material having a predetermined metallographic structure is rapidly heated to a tempering step and a temperature range where it becomes an austenite single phase, and then Ms. It can be manufactured by sequentially performing an annealing step of cooling to below the point and then reheating. Each condition will be described in detail below.
（Ｄ−１）鋼素材
熱処理を施す前の鋼素材としては、マルテンサイトを主体とする金属組織を有するものを用いる。
(D-1) Steel Material As the steel material before heat treatment, one having a metal structure mainly composed of martensite is used.
ここで、「マルテンサイトを主体」とする組織とは、その体積率が９５．０％以上である金属組織を意味する。鋼素材中には、フェライト、パーライト、ベイナイト、残留オーステナイト等の組織が混在する場合もあるが、これらの組織は合計体積率で５．０％以下であれば許容される。 Here, the structure having “mainly martensite” means a metal structure having a volume ratio of 95.0% or more. There are cases where structures such as ferrite, pearlite, bainite, and retained austenite are mixed in the steel material, but these structures are acceptable if the total volume ratio is 5.0% or less.
なお、鋼素材の製造方法については、金属組織が上記の規定を満足するものである限り特に制限はなく、一般的な方法を用いればよい。 The method for producing the steel material is not particularly limited as long as the metallographic structure satisfies the above rules, and a general method may be used.
（Ｄ−２）焼戻し工程
上記の鋼素材に対して、５５０℃〜Ａｃ１点の範囲の温度域で６０ｍｉｎ以上保持する。このような条件で熱処理を行うことにより、上記の各組織の結晶粒内にセメンタイトが析出するとともに、セメンタイト中にＭｎ等の元素が濃化する。この工程での保持温度が５５０℃未満であるかまたは保持時間が６０ｍｉｎ未満では、セメンタイトの析出およびセメンタイト中への元素の濃化が不十分となる。一方、保持温度がＡｃ１点を超えると、オーステナイト変態が生じ、セメンタイトが析出しにくくなる。
(D-2) Tempering step The above steel material is held at a temperature range of 550 ° C to Ac 1 point for 60 minutes or more. By performing the heat treatment under such conditions, cementite is precipitated in the crystal grains of each structure described above, and elements such as Mn are concentrated in the cementite. If the holding temperature in this step is less than 550 ° C. or the holding time is less than 60 min, the precipitation of cementite and the concentration of elements in the cementite will be insufficient. On the other hand, if the holding temperature exceeds Ac 1 point, austenite transformation occurs and cementite is less likely to precipitate.
（Ｄ−３）焼鈍工程
上記の鋼素材に対して、焼鈍工程を行う。焼鈍工程は、さらに昇温工程、保持工程、冷却工程および再加熱工程の４つに細分化することができる。それぞれの工程における条件について、以下に詳しく説明する。
(D-3) Annealing step An annealing step is performed on the above steel material. The annealing step can be further subdivided into four steps of a temperature raising step, a holding step, a cooling step and a reheating step. The conditions in each step will be described in detail below.
＜昇温工程＞
前述の化学組成および金属組織を有する鋼素材を、まず５００℃／ｓ以上の平均昇温速度でＡｃ３点〜Ａｃ３点＋１００℃の温度域まで加熱する。Ａｃ３点以上のオーステナイト単相域まで加熱することで、均一な組織を得ることができる。一方、Ａｃ３点＋１００℃を超えて加熱すると粒成長の速度が大きくなり粗大なオーステナイト粒に成長してしまう。
<Temperature raising step>
The steel material having the above chemical composition and metal structure, at first, 500 ° C. / s or more an average heating rate for heating to a temperature range of Ac 3 point to Ac 3 point + 100 ° C.. A uniform structure can be obtained by heating to the austenite single-phase region of Ac 3 or higher. On the other hand, if heating is performed at a temperature exceeding Ac 3 point + 100 ° C., the grain growth rate increases and coarse austenite grains grow.
また、セメンタイト中に濃化した元素が拡散してしまわないように、超急速加熱することが重要である。そのため、上記の温度域までの平均昇温速度は、５００℃／ｓ以上とする。平均昇温速度は１０００℃／ｓ以上であるのが望ましい。平均昇温速度の上限については特に制限はないが、実用的な範囲として２００００℃／ｓ以下であることが望ましい。 Further, it is important to perform ultra-rapid heating so that the concentrated element does not diffuse into the cementite. Therefore, the average heating rate up to the above temperature range is 500 ° C./s or more. The average heating rate is preferably 1000 ° C./s or more. The upper limit of the average heating rate is not particularly limited, but it is preferably 20,000 ° C./s or less as a practical range.
なお、本発明において、Ａｃ３点は以下の方法により求める。同一の化学組成および金属組織を有する複数の試験片を用意し、所定の加熱速度で、種々の温度まで加熱後、保持時間を１ｓ以内として、上記の加熱温度から７０℃まで１０００℃／ｓの平均冷却速度で冷却する。そして、その後の試験片の硬度が、最高焼き入れ硬さとなる試験片に適用した加熱温度をＡｃ３点とする。また、Ａｃ３点は加熱時の熱膨張測定から求めても同様の結果が得られる。 In the present invention, Ac 3 point is determined by the following method. A plurality of test pieces having the same chemical composition and metal structure were prepared, and after heating to various temperatures at a predetermined heating rate, the holding time was set to 1 s or less, and the heating temperature was increased to 70 ° C. from 1000 ° C./s. Cool at average cooling rate. Then, the hardness of the test piece after that is the heating temperature applied to the test piece having the maximum quenching hardness is Ac 3 point. Further, the Ac 3 point gives the same result even if it is determined from the thermal expansion measurement during heating.
＜保持工程＞
上記の条件で加熱し、５〜３０ｓ保持した後に冷却を開始する。Ａｃ３点〜Ａｃ３点＋１００℃の温度域で保持することでセメンタイトを溶解させる。保持時間が５ｓ未満であると、セメンタイトが十分に溶解せず、最終組織まで残存してしまい、十分な量の残留オーステナイトが得られなくなるおそれがある。一方、保持時間が３０ｓを超えると、保持中における元素の拡散が顕著になる。
<Holding process>
After heating under the above conditions and holding for 5 to 30 seconds, cooling is started. It is dissolved cementite in holding in a temperature range of Ac 3 point to Ac 3 point + 100 ° C.. If the holding time is less than 5 s, cementite may not be sufficiently dissolved and may remain in the final structure, so that a sufficient amount of retained austenite may not be obtained. On the other hand, if the holding time exceeds 30 s, the diffusion of elements during holding becomes remarkable.
＜冷却工程＞
冷却工程では、前記Ａｃ３点〜Ａｃ３点＋１００℃の温度域から、１０℃／ｓ以上１００℃／ｓ未満の平均冷却速度でＭｓ点−５０℃〜Ｍｓ点−２００℃の温度域まで冷却する。この冷却の途中において、オーステナイトの一部がフェライトに変態する。さらに、Ｍｓ点−５０℃〜Ｍｓ点−２００℃の温度域に到達し保持することで、残りのオーステナイトの一部がマルテンサイトに変態する。Ｍｓ点−５０℃〜Ｍｓ点−２００℃の温度域に保持する時間は特に制限されないが、５〜３００ｓ程度とすることが好ましい。
<Cooling process>
In the cooling process, the cooling from the temperature range of the Ac 3 point to Ac 3 point + 100 ° C., at an average cooling rate of less than 10 ° C. / s or higher 100 ° C. / s to a temperature range of Ms point -50 ° C. Ms point -200 ° C. To do. During this cooling, a part of austenite is transformed into ferrite. Further, by reaching and maintaining the temperature range of Ms point −50 ° C. to Ms point −200 ° C., a part of the remaining austenite is transformed into martensite. The time for maintaining the temperature range of Ms point −50 ° C. to Ms point −200 ° C. is not particularly limited, but is preferably about 5 to 300 s.
この際、セメンタイトが存在していたＭｎ濃化域は残留オーステナイトとして、未変態のまま残存する。平均冷却速度が１０℃／ｓを下回ったり、冷却後の温度域がＭｓ点−５０℃を超えたりすると、組織に十分なマルテンサイトが現れず強度が低下する。また、冷却後の温度域は、十分な延性を確保する観点からＭｓ点−１５０℃以上であるのが好ましい。 At this time, the Mn concentrated region where cementite was present remains as austenite and remains untransformed. When the average cooling rate is lower than 10 ° C./s or the temperature range after cooling exceeds the Ms point −50 ° C., sufficient martensite does not appear in the structure and the strength decreases. Further, the temperature range after cooling is preferably Ms point −150 ° C. or higher from the viewpoint of ensuring sufficient ductility.
＜再加熱工程＞
その後、鋼材を３００〜５００℃に再加熱して３０〜５００ｓ保持する。この時、マルテンサイトが焼戻されるため、高強度でありながら靭性に優れた組織が得られる。さらに、３００〜５００℃で保持中に、未変態のオーステナイトに炭素が拡散し、オーステナイトの安定性を高める。この現象よって、最終組織において５％以上の残留オーステナイトが得られ、鋼の伸びを高めることができる。再加熱した後の鋼板は、室温へ任意の冷却速度で冷却する。
<Reheating process>
Then, the steel material is reheated to 300 to 500 ° C. and held for 30 to 500 s. At this time, since martensite is tempered, a structure having high strength and excellent toughness can be obtained. Further, during the holding at 300 to 500 ° C., carbon diffuses into the untransformed austenite and enhances the stability of the austenite. By this phenomenon, 5% or more of retained austenite is obtained in the final structure, and the elongation of steel can be increased. The steel sheet after reheating is cooled to room temperature at an arbitrary cooling rate.
これらの工程を行うことにより、結晶粒の内部に残留オーステナイトが分散した金属組織を有する鋼材を得ることが可能になる。 By performing these steps, it is possible to obtain a steel material having a metal structure in which retained austenite is dispersed inside the crystal grains.
（Ｄ−４）冷間加工工程
さらに微細な組織を得たい場合には、上記の焼戻し工程の前、または上記の焼戻し工程と焼鈍工程との間に、冷間加工工程を行うことが望ましい。その理由は以下のとおりである。
(D-4) Cold Working Step In order to obtain a finer structure, it is desirable to perform a cold working step before the tempering step or between the tempering step and the annealing step. The reason is as follows.
加熱時に微細なオーステナイトの結晶粒を多数分散させるためには、金属組織中に予め多数のオーステナイトの核生成サイトを得ておく必要がある。核生成サイトとなり得るのは、初期組織の結晶粒界、炭化物等の析出物と素地の結晶粒との界面などである。焼戻しマルテンサイト組織は、旧オーステナイト粒の中にパケット、ブロック、ラス等の下部組織を有し、それらの境界も核生成サイトとなり得る。 In order to disperse a large number of fine austenite crystal grains during heating, it is necessary to obtain in advance a large number of austenite nucleation sites in the metal structure. The nucleation site may be a grain boundary of the initial structure, an interface between a precipitate such as carbide and the grain of the base material, or the like. The tempered martensite structure has substructures such as packets, blocks and laths in the former austenite grains, and their boundaries can also be nucleation sites.
また、マルテンサイト組織または焼戻しマルテンサイト組織に冷間加工を施すと、結晶粒がより微細になるため、さらに核生成サイトが増加し、金属組織中に細かく分散した状態となる。そのため、冷間加工された焼戻しマルテンサイトを鋼素材として用いれば微細な組織が得られる。 Further, when the martensite structure or the tempered martensite structure is subjected to cold working, the crystal grains become finer, so that the nucleation sites are further increased and finely dispersed in the metal structure. Therefore, if cold-worked tempered martensite is used as the steel material, a fine structure can be obtained.
マルテンサイトを加熱する場合には、フェライトがオーステナイトに変態するのに先立ち、マルテンサイトに固溶していたＣが炭化物として析出する。炭化物もオーステナイトと同じく金属組織内の結晶界面等に優先的に析出する。前述のように析出した炭化物と素地組織との界面も有効な核生成サイトであることから、冷間加工されたマルテンサイト組織を出発組織とし、加熱過程で微細な炭化物が多数形成する過程を経てからオーステナイト変態が開始するように加熱することで、より多くの核生成サイトを得ることができる。 In the case of heating martensite, C, which is a solid solution in martensite, precipitates as a carbide before the transformation of ferrite into austenite. Similar to austenite, carbide also preferentially precipitates at the crystal interface in the metal structure. As described above, since the interface between the precipitated carbide and the base structure is also an effective nucleation site, the cold-worked martensite structure is used as the starting structure, and a lot of fine carbides are formed during the heating process. More nucleation sites can be obtained by heating so that the austenite transformation starts from.
なお、冷間加工を施す方法について特に制限はなく、例えば、冷間圧延を行う場合、冷間加工度が２０％以上となる条件とすることが望ましい。 The method of performing cold working is not particularly limited, and for example, when cold rolling is performed, it is desirable to set the condition such that the cold working degree is 20% or more.
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。 Hereinafter, the present invention will be described more specifically by way of examples, but the present invention is not limited to these examples.
表１に示す化学組成を有する１８０ｋｇの鋼塊を高周波真空溶解炉にて溶製し、熱間鍛造により３０ｍｍ厚さの鋼片にした。得られたスラブについて、熱間圧延試験機によって熱間圧延を施し、厚さ２ｍｍの熱延鋼板とした。 A 180 kg steel ingot having the chemical composition shown in Table 1 was melted in a high-frequency vacuum melting furnace and was hot forged into a steel piece having a thickness of 30 mm. The obtained slab was hot rolled by a hot rolling tester to obtain a hot rolled steel sheet having a thickness of 2 mm.
その後、表２に示すように、試験番号２８を除く試料については、焼戻し熱処理を施した。なお、試験番号１〜５、８〜１１、１３〜１６、１８、１９、２１〜２４、２６、２９および３１については、熱延後、焼戻し処理後の熱延鋼板に対して冷間圧延試験機にて冷間圧延を施し、厚さ１ｍｍの冷延鋼板とした。これにより、表２に示す金属組織を有する冷延鋼板または熱延鋼板を作製し、鋼素材（試験番号１〜３１）とした。 After that, as shown in Table 2, the samples other than the test number 28 were subjected to tempering heat treatment. In addition, about test number 1-5, 8-11, 13-16, 18, 19, 21-24, 26, 29, and 31, the cold rolling test with respect to the hot-rolled steel plate after hot rolling and tempering process. Cold-rolled steel sheet having a thickness of 1 mm was cold-rolled by a machine. As a result, cold-rolled steel sheets or hot-rolled steel sheets having the metal structures shown in Table 2 were produced and used as steel materials (test numbers 1 to 31).
得られた鋼素材から、幅５０ｍｍ、長さ７０ｍｍ、および厚さ０．５ｍｍの試験片を採取した。採取した各試験片に対して、表２に示す条件に従って熱処理を実施した。加熱は通電加熱により行い、冷却は窒素ガスを噴射して行った。なお、表２には、各素材のＡｃ３点を併せて示す。熱処理前後の各試験片について組織観察および引張試験に供した。 A test piece having a width of 50 mm, a length of 70 mm, and a thickness of 0.5 mm was collected from the obtained steel material. Heat treatment was performed on each of the collected test pieces according to the conditions shown in Table 2. Heating was performed by electric heating, and cooling was performed by injecting nitrogen gas. In addition, Table 2 also shows Ac 3 points of each material. Each test piece before and after heat treatment was subjected to a structure observation and a tensile test.
熱処理前後の試験片の金属組織は、以下の方法により測定した。 The metal structures of the test pieces before and after the heat treatment were measured by the following method.
まず、熱処理前後の試験片から、圧延方向および板厚方向に平行な断面が観察面となるように、観察用試料を採取した。そして、当該観察面を鏡面研磨し、ナイタール腐食液で腐食した後、ＳＥＭを用いて組織観察を行った。 First, an observation sample was taken from the test piece before and after the heat treatment so that the cross section parallel to the rolling direction and the plate thickness direction was the observation surface. Then, the observation surface was mirror-polished and corroded with a Nital etchant, and then the structure was observed using an SEM.
上記観察面の板厚１／４深さ位置において、１０００倍で１３０μｍ×１３０μｍの範囲を撮影した。得られたミクロ組織写真を白黒の二値化処理を施してから画像解析を行い、ベイナイト、フェライト、パーライトおよびその他の組織を特定し、ＪＩＳ Ｇ ０５５１（２０１３）に基づきそれぞれの面積率を求め、線分法によりそれぞれの体積率に換算した。また、残留オーステナイトの体積率は、Ｘ線回折法によって測定した。 An image of a range of 130 μm × 130 μm was taken at a magnification of 1000 at a position where the plate thickness was 1/4 the depth of the observation surface. The obtained microstructure photograph is subjected to black-and-white binarization processing, then image analysis is performed, bainite, ferrite, pearlite and other structures are specified, and each area ratio is obtained based on JIS G 0551 (2013). Each volume ratio was converted by the line segment method. The volume ratio of retained austenite was measured by the X-ray diffraction method.
さらに、残留オーステナイトの分散状態を求めるため、ＥＢＳＤによる結晶方位の測定および解析を行った。具体的には、ＥＢＳＤによる測定により、残留オーステナイト粒に隣接する焼戻しマルテンサイトのブロックまたはフェライト結晶粒の数を計測した。 Further, in order to obtain the dispersed state of the retained austenite, the crystal orientation was measured and analyzed by EBSD. Specifically, the number of tempered martensite blocks or ferrite crystal grains adjacent to the retained austenite grains was measured by measurement by EBSD.
そして、隣接する焼戻しマルテンサイトのブロックまたはフェライト結晶粒の数が１つである残留オーステナイト粒を、結晶粒の内部に存在する結晶粒とし、２つ以上である残留オーステナイト粒を、結晶粒界に存在する結晶粒とした。そして、焼戻しマルテンサイトのブロックまたはフェライト結晶粒の内部に存在する残留オーステナイト粒の合計面積率を、全残留オーステナイト粒の合計面積率で除することにより、残留オーステナイトの全結晶粒に占める、結晶粒の内部に存在する結晶粒の面積割合を算出した。 Then, the adjacent austenite grains having one block of tempered martensite or the number of ferrite crystal grains are set as the crystal grains existing inside the crystal grains, and the retained austenite grains of two or more are set at the crystal grain boundaries. The existing crystal grains were used. Then, the total area ratio of the retained austenite grains present inside the tempered martensite block or ferrite crystal grains, by dividing by the total area ratio of the total retained austenite grains, occupy the total crystal grains of the retained austenite, the crystal grains The area ratio of the crystal grains existing inside was calculated.
また、フェライトの平均結晶粒径は、上記のＥＢＳＤによる測定において特定されたフェライト粒の円相当直径の平均値を算出することにより求めた。 Further, the average crystal grain size of ferrite was obtained by calculating the average value of the equivalent circle diameters of the ferrite grains specified in the above EBSD measurement.
なお、上記の測定においては、円相当直径が０．３μｍ以上の残留オーステナイトのみを対象とした。 In the above measurement, only retained austenite having a circle equivalent diameter of 0.3 μm or more was used.
表１〜３を参照して、本発明で規定される条件を全て満足する試験番号１〜１８は、引張強さが１１５０ＭＰａ以上であり、かつ張強さと伸びとの積が２００００ＭＰａ・％以上となり、強度および延性のバランスに優れる結果となった。 With reference to Tables 1 to 3, Test Nos. 1 to 18 satisfying all the conditions defined in the present invention have a tensile strength of 1150 MPa or more, and a product of tensile strength and elongation of 20000 MPa ·% or more, The result was an excellent balance of strength and ductility.
これらに対して、試験番号１９〜２８は、鋼の化学組成は本発明の規定を満足するものの、製造条件が不適切であったことに起因して、金属組織が本発明の規定を満足しなかった。 On the other hand, in Test Nos. 19 to 28, although the chemical composition of steel satisfies the requirements of the present invention, the metallurgical structure satisfies the requirements of the present invention due to inappropriate manufacturing conditions. There wasn't.
具体的には、試験番号１９は、焼鈍工程の保持温度がＡｃ３＋１００℃を超えたため、Ｍｎの局所濃化域が形成されず、焼鈍工程後に結晶粒の内部の残留オーステナイト粒の割合が少なかった。 Specifically, in Test No. 19, since the holding temperature in the annealing process exceeded Ac 3 + 100 ° C., a local concentrated region of Mn was not formed, and the proportion of retained austenite grains inside the crystal grains was small after the annealing process. It was
試験番号２０は、焼鈍工程の保持時間が５ｓを超えたため、Ｍｎの拡散により局所濃化域が失われ、焼鈍工程後に結晶粒の内部の残留オーステナイト粒の割合が少なかった。 In Test No. 20, since the holding time in the annealing step exceeded 5 s, the locally concentrated region was lost due to the diffusion of Mn, and the ratio of the retained austenite grains inside the crystal grains was small after the annealing step.
試験番号２１は、焼鈍工程の加熱速度が５００℃／ｓ未満であるため、Ｍｎの拡散により局所濃化域が失われ、焼鈍工程後に結晶粒の内部の残留オーステナイト粒の割合が少なかった。 In Test No. 21, since the heating rate in the annealing step was less than 500 ° C./s, the locally concentrated region was lost due to the diffusion of Mn, and the proportion of retained austenite grains inside the crystal grains was small after the annealing step.
また、試験番号２２および２８は、熱処理前の鋼素材の金属組織がフェライト／パーライトを主体とするものであったため、Ｍｎの局所濃化域が形成されず、焼鈍工程後に結晶粒の内部の残留オーステナイト粒の割合が少なかった。 Further, in Test Nos. 22 and 28, since the metal structure of the steel material before heat treatment was mainly ferrite / pearlite, a local concentration area of Mn was not formed and the inside of crystal grains remained after the annealing step. The proportion of austenite grains was low.
試験番号２３は、焼鈍工程における冷却停止温度がＭｓ点−２００℃よりも低かったため、オーステナイトが全てマルテンサイトに変態してしまい、最終組織に残留オーステナイトが得られなかった。 In Test No. 23, the cooling stop temperature in the annealing step was lower than the Ms point of −200 ° C., so that all the austenite was transformed into martensite, and retained austenite could not be obtained in the final structure.
また、試験番号２４は、熱延後の焼戻し温度が５５０℃未満のため、Ｍｎの局所濃化域が形成されず、焼鈍工程後に結晶粒の内部の残留オーステナイト粒の割合が少なかった。 Further, in Test No. 24, since the tempering temperature after hot rolling was less than 550 ° C., the local concentrated region of Mn was not formed, and the ratio of retained austenite grains inside the crystal grains was small after the annealing step.
試験番号２５は、焼鈍工程における冷却速度が１０℃／ｓよりも小さいため、冷却途中で多量のフェライトが生成してしまい、最終組織に占めるマルテンサイトの面積率が低下した。それとともに、フェライト粒径は５．０μｍを超えた。 In Test No. 25, since the cooling rate in the annealing step was lower than 10 ° C./s, a large amount of ferrite was generated during cooling, and the area ratio of martensite in the final structure was reduced. At the same time, the ferrite grain size exceeded 5.0 μm.
試験番号２６は、焼鈍工程における再加熱温度がＭｓ点よりも低かったため、オーステナイトが全てマルテンサイトに変態してしまい、最終組織に残留オーステナイトが得られなかった。 In Test No. 26, since the reheating temperature in the annealing step was lower than the Ms point, all austenite was transformed into martensite, and retained austenite could not be obtained in the final structure.
試験番号２７は、焼鈍工程における冷却停止温度がＭｓ点−５０℃よりも高かったため、オーステナイトからマルテンサイトへの変態が十分に起こらず、その代わりに再加熱温度で多量のベイナイトが変態してしまい、最終組織に焼戻しマルテンサイトの面積率が十分に得られなかった。 In Test No. 27, the cooling stop temperature in the annealing step was higher than the Ms point −50 ° C., so the transformation from austenite to martensite did not occur sufficiently, and instead, a large amount of bainite transformed at the reheating temperature. However, the area ratio of tempered martensite was not sufficiently obtained in the final structure.
その結果、これらの鋼は、強度または延性のいずれかが低く、強度および延性のバランスに劣る結果となった。 As a result, these steels had low strength or ductility, resulting in poor balance of strength and ductility.
試験番号２９および３０は、ＭｎまたはＣの含有量が過剰であり、Ｃｅｑの値が高い例である。その結果、試験番号２９および３０は、組織に占めるフェライトの体積率が低下し、強度と伸びのバランスが低くなった。 Test numbers 29 and 30 are examples in which the content of Mn or C is excessive and the value of Ceq is high. As a result, in Test Nos. 29 and 30, the volume ratio of ferrite occupying the structure was lowered, and the balance between strength and elongation was lowered.
試験番号３１は、Ｃｅｑの値が低く焼入れ性が低いため、フェライトのみで構成された組織となった。そのため、強度が低くなった。 Test No. 31 had a low Ceq value and low hardenability, and therefore had a structure composed of only ferrite. Therefore, the strength became low.
本発明によれば、粒内に残留オーステナイトが分散した金属組織とすることにより、従来のＴＲＩＰ鋼より延性に優れる鋼材を得ることが可能になる。 According to the present invention, a steel material having a ductility superior to that of the conventional TRIP steel can be obtained by forming a metal structure in which retained austenite is dispersed in the grains.
Claims (7)
Ｃ：１．００％以下、
Ｓｉ：３．００％以下、
Ｍｎ：０．２〜７．０％、
Ｐ：０．１０％以下、
Ｓ：０．０３０％以下、
Ａｌ：３．００％以下、
Ｎ：０．０１０％以下、
Ｎｉ：０〜１０．０％、
Ｃｕ：０〜３．０％、
Ｃｒ：０〜１０．０％、
Ｔｉ：０〜１．０％、
Ｎｂ：０〜１．０％、
Ｖ：０〜１．０％、
Ｍｏ：０〜２．０％、
Ｗ：０〜１．０％、
Ｂ：０〜０．０１％、
Ｃｏ：０〜１．０％、
Ｃａ：０〜０．０１％、
Ｍｇ：０〜０．０１％、
ＲＥＭ：０〜０．０１％、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
下記（ｉ）式で定義されるＣｅｑが０．１０〜１．００であり、
金属組織が、体積％で、４０％以上の焼戻しマルテンサイト、１０％以上のベイナイト、５％以上の残留オーステナイト、５％以上のフェライトを含み、
焼戻しマルテンサイトのブロックまたはフェライト結晶粒の内部に存在する残留オーステナイトの面積割合が、鋼材中の残留オーステナイトの総量に対して１５％以上であり、
１１５０ＭＰａ以上の引張強度を有する、
鋼材。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋１／２４Ｓｉ＋１／６Ｍｎ＋１／４０Ｎｉ＋１／５Ｃｒ＋１／４Ｍｏ＋１／１４Ｖ ・・・（ｉ）
但し、式中の各元素記号は、鋼素材中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表す。 The chemical composition is% by mass,
C: 1.00% or less,
Si: 3.00% or less,
Mn: 0.2 to 7.0%,
P: 0.10% or less,
S: 0.030% or less,
Al: 3.00% or less,
N: 0.010% or less,
Ni: 0 to 10.0%,
Cu: 0 to 3.0%,
Cr: 0 to 10.0%,
Ti: 0 to 1.0%,
Nb: 0 to 1.0%,
V: 0 to 1.0%,
Mo: 0 to 2.0%,
W: 0 to 1.0%,
B: 0 to 0.01%,
Co: 0 to 1.0%,
Ca: 0 to 0.01%,
Mg: 0 to 0.01%,
REM: 0 to 0.01%,
The balance: Fe and impurities,
Ceq defined by the following formula (i) is 0.10 to 1.00,
The metal structure contains 40% or more of tempered martensite, 10% or more of bainite, 5% or more of retained austenite, and 5% or more of ferrite in volume%.
The area ratio of the retained austenite existing inside the block of the tempered martensite or the ferrite crystal grains is 15% or more with respect to the total amount of the retained austenite in the steel material,
Has a tensile strength of 1150 MPa or more,
Steel material.
Ceq = C + 1 / 24Si + 1 / 6Mn + 1 / 40Ni + 1 / 5Cr + 1 / 4Mo + 1 / 14V (i)
However, each element symbol in the formula represents the content (mass%) of each element contained in the steel material.
請求項１に記載の鋼材。 The average grain size of ferrite grains in the metal structure is 3.0 μm or less,
The steel material according to claim 1.
Ｎｉ：０．１〜１０．０％、
Ｃｕ：０．３〜３．０％、および
Ｃｒ：０．１〜１０．０％、
から選択される１種以上を含有する、
請求項１または請求項２に記載の鋼材。 The chemical composition is% by mass,
Ni: 0.1 to 10.0%,
Cu: 0.3 to 3.0%, and Cr: 0.1 to 10.0%,
Containing one or more selected from,
The steel material according to claim 1 or 2.
Ｔｉ：０．０１〜１．０％、
Ｎｂ：０．０１〜１．０％、
Ｖ：０．０１〜１．０％、
Ｍｏ：０．０５〜２．０％、
Ｗ：０．０５〜１．０％、
Ｂ：０．０００３〜０．０１％、および
Ｃｏ：０．０５〜１．０％、
から選択される１種以上を含有する、
請求項１から請求項３までのいずれかに記載の鋼材。 The chemical composition is% by mass,
Ti: 0.01 to 1.0%,
Nb: 0.01 to 1.0%,
V: 0.01 to 1.0%,
Mo: 0.05-2.0%,
W: 0.05 to 1.0%,
B: 0.0003 to 0.01%, and Co: 0.05 to 1.0%,
Containing one or more selected from,
The steel material according to any one of claims 1 to 3.
Ｃａ：０．０００１〜０．０１％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．０１％、および
ＲＥＭ：０．０００１〜０．０１％、
から選択される１種以上を含有する、
請求項１から請求項４までのいずれかに記載の鋼材。 The chemical composition is% by mass,
Ca: 0.0001 to 0.01%,
Mg: 0.0001 to 0.01%, and REM: 0.0001 to 0.01%,
Containing one or more selected from,
The steel material according to any one of claims 1 to 4.
マルテンサイトを主体とする金属組織を有する鋼素材に対して、焼戻し工程および焼鈍工程を順に行い、
前記焼戻し工程において、５５０℃〜Ａｃ１点の範囲の温度域で６０ｍｉｎ以上保持し、
前記焼鈍工程において、５００℃／ｓ以上の平均昇温速度でＡｃ３点〜Ａｃ３点＋１００℃の温度範囲まで加熱した後、５〜３０ｓ保持してから冷却を開始し、１０℃／ｓ以上１００℃／ｓ未満の平均冷却速度でＭｓ点−５０℃〜Ｍｓ点−２００℃の温度域まで冷却した後、３００〜５００℃の温度範囲まで再加熱して３０〜５００ｓ保持した後、室温まで冷却する、
鋼材の製造方法。 Having the chemical composition according to any one of claims 1 and 3 to 5,
For a steel material having a metal structure mainly composed of martensite, a tempering step and an annealing step are sequentially performed,
In the tempering step, the temperature range of 550 ° C. to Ac 1 point is maintained for 60 minutes or more,
In the annealing step, after heating to a temperature range of Ac 3 points to Ac 3 points + 100 ° C. at an average temperature rising rate of 500 ° C./s or more, holding for 5 to 30 s, cooling is started, and 10 ° C./s or more After cooling to a temperature range of Ms point −50 ° C. to Ms point −200 ° C. at an average cooling rate of less than 100 ° C./s, reheating to a temperature range of 300 to 500 ° C. and holding for 30 to 500 seconds, and then to room temperature Cooling,
Steel material manufacturing method.
請求項６に記載の鋼材の製造方法。 Before the tempering step or between the tempering step and the annealing step, a cold working step is further performed.
The method for manufacturing the steel material according to claim 6.
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