JP3982781B2 - 延性に優れた高強度鋼 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、異なる構造のＣｕ粒子を複相合金鋼中のフェライト中に分布せしめることを特徴とした、延性を低下させずに高強度を与える鋼に関するものであり、引張強度３００ＭＰａ程度の軟鋼から５０００ＭＰａ程度の超高張力鋼まであらゆる強度レベルの鋼材に適用が可能である。
【０００２】
【従来の技術】
近年来、自動車や船舶などの外板や建築物等の構造物には軽量化に加え、安全設計上、衝撃や地震によるエネルギーを吸収しうる塑性変形能に優れた鋼材が要求されており、軽量化要求の解決手段としては高強度化が、また後者の要求に対しては一様伸び特性に代表される延性の向上が不可欠である。単位強度あたりの延性の向上は、上述の要求以外にも加工性・成形性向上という観点からも極めて重要である。ところが、高強度化と高延性化は相反するものであり、双方の性質を両立することは難しいと考えられてきた。
【０００３】
従来、鋼板を高強度化する手段としては大きく分けて、（１）Ｓｉ，Ｎｉ，Ｍｏ等の固溶強化元素を多量に添加するかあるいはＮｂ，Ｔｉ，Ｖ等の析出強化元素を多量に添加する、（２）結晶粒を微細化するかあるいは複合組織に制御する２つの方法があり、使用される用途に応じた材質的要求、経済性を考慮し最適な強化法が選択されてきた。
【０００４】
上述した（１）の方法による強化は、その母材組織の如何にかかわらず古くから利用されてきているが、一般的に高い引張強度を得ようとすると前述のようにそれに反比例して延性が低下してしまう。
【０００５】
一方、（２）の方法による強化は、フェライト・マルテンサイトの２相組織鋼（例えば特公昭６１−１５１２８号公報）やフェライト・オーステナイト２相組織鋼に代表されるように強度と延性をある程度両立することが可能な方法である。しかしながら、この方法は組織を選択した時点で達成できる強度がある程度決まってしまうため、低強度から超高強度鋼に至るあらゆる強度レベルでの強度−延性特性向上に適用することができない。このため、あらゆる強度レベルの鋼板について、延性をなるべく低下させることなく高強度化を実現できる技術の開発が望まれていた。
【０００６】
そこで発明者らは、上記の目的を達成すべく鋭意、実験と検討を重ねた結果、適正量のＣｕを添加し、かつ９Ｒ構造を有するＣｕ粒子を含み、さらに、ｂｃｃ構造を有するＣｕ粒子およびｆｃｃ構造を有するＣｕ粒子のいずれかまたは両方を組織中に適正に制御し分布せしめることによって、フェライト・パーライト組織からなる低強度鋼から微細パーライト組織からなる超高強度鋼までの広い強度レベルにおいて、従来の析出強化法で課題となっていた高強度化による延性の低下を抑えることができることを見いだした。
【０００７】
Ｃｕを添加する鋼板としては、特開昭６１−２８８０１５号公報、特開昭６３−１６２８１１号公報、特開平５−３３１５９１号公報、特開平６−１０８２００号公報が開示されている。これらは、高温での溶体化処理後に５５０℃前後の時効処理を施すことによって析出する面心立方（以下、ｆｃｃ）構造を有するε−Ｃｕを利用し、高強度−高延性を達成できるとしている。しかしながら、これらの先行例が示すようにｆｃｃ構造のε−Ｃｕのみでは、従来の析出強化法の範疇を超えた強度−延性バランスを達成することはできない。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は上述した現状に鑑み開発されたもので、低強度鋼から超高強度鋼まですべての鋼種について、従来強化法で問題となっていた高強度化による伸びの劣化を抑えて、優れた強度−延性バランスを達成することができる鋼材を安価に提供することを目的としたものである。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
本発明は、前記課題を解決するために次の手段を講じた。
すなわち、本発明は延性に優れた高強度鋼であって、第１の発明は、質量％で、
Ｃ ：０．３％以下、 Ｓｉ：３．０％以下、
Ｍｎ：３．０％以下、 Ｎｉ：０．５〜２５％、
Ｃｒ：１０％以下、 Ｃｕ：０．５〜５．０％
を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、フェライトとオーステナイトの２相組織からなる高強度鋼において、９Ｒ構造を有するＣｕ粒子を含み、さらに、ｂｃｃ構造を有するＣｕ粒子およびｆｃｃ構造を有するＣｕ粒子のいずれかまたは両方をフェライト粒内およびフェライト粒界に含有することにより、延性が優れることを特徴とするものである。
【００１０】
第２の発明は、上記の特徴に加え、質量％で、
Ｔｉ：０．２０％以下、 Ｎｂ：０．２０％以下、
Ｂ ：０．０００３〜０．００５０％、
Ｎ ：０．０１％以下
のうち１種または２種以上をさらに含有することを特徴とするものである。
【００１１】
第３の発明は、質量％で、
Ｃ ：０．７〜０．９％、 Ｓｉ：３．０％以下、
Ｍｎ：３．０％以下、 Ｃｕ：０．５〜５．０％
を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、パーライトを主組織とする高強度鋼において、９Ｒ構造を有するＣｕ粒子を含み、さらに、ｂｃｃ構造を有するＣｕ粒子およびｆｃｃ構造を有するＣｕ粒子のいずれかまたは両方をパーライト組織中のフェライト内およびフェライト粒界に含むことにより延性が優れることを特徴とするものである。
【００１２】
削除
【００１３】
第４の発明は、質量％で、
Ｃ ：０．００５〜０．３０％、Ｓｉ：３．０％以下、
Ｍｎ：３．０％以下、 Ｃｕ：０．５〜５．０％
を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、フェライトとマルテンサイトの２相組織からなる高強度鋼において、９Ｒ構造を有するＣｕ粒子を含み、さらに、ｂｃｃ構造を有するＣｕ粒子およびｆｃｃ構造を有するＣｕ粒子のいずれかまたは両方をフェライト粒内およびフェライト粒界に含むことにより、延性が優れることを特徴とするものである。
【００１４】
本発明の第５の発明は、上記第４の発明に、質量％で、
Ｎｉ：０．５〜５．０％、 Ｔｉ：０．２０％以下、
Ａｌ：０．０４％以下、 Ｎ ：０．０１％以下
のうち１種または２種以上をさらに含有することを特徴とするものである。
本発明の第６の発明は、上記第３の発明に、質量％で、
Ｎｉ：０．５〜５．０％、 Ｃｒ：５．０％以下、
Ｔｉ：０．２０％以下、 Ｎｂ：０．２０％以下、
Ａｌ：０．０４％以下， Ｎ ：０．０１％以下
のうち１種または２種以上をさらに含有することを特徴とするものである。
【００１５】
なお、本発明において、強度とは引張強度を、延性とは材料の延び易さを代表する指標であれば何れでもよく、例えば一様伸び特性や絞り値を示すものである。また、ｂｃｃ構造とは体心立方構造、９Ｒ構造とは菱面体構造で最密面が９相重なり１つの単位格子を形成している構造、ｆｃｃ構造とは面心立方構造のことを意味している。なお、ｆｃｃ構造の中で、格子がわずかに歪んで３Ｒ構造に近くなっているものについては、ここではｆｃｃ構造に含めるものとする。
【００１６】
【発明の実施の形態】
本発明鋼では、フェライト・オーステナイト組織やフェライト・パーライト組織を基本とする低強度鋼から加工パーライト組織を基本とする超高強度鋼まであらゆる強度レベルの鋼種について、高強度化による一様伸びの低下を抑えて高強度を達成することができる。
【００１７】
発明者らは、種々のＣｕ粒子の構造を制御した鋼板について機械試験と詳細な観察を重ねた結果、フェライト組織中に９Ｒ構造を有するＣｕ粒子（以下、９Ｒ−Ｃｕという）を含み、さらに、ｂｃｃ構造を有するＣｕ粒子（以下、ｂｃｃ−Ｃｕという）およびｆｃｃ構造を有するＣｕ粒子（以下、ｆｃｃ−Ｃｕ；別称ε−Ｃｕという）のいずれかまたは両方を分散析出させた時に、従来の析出強化法で特徴的であった高強度化に伴う一様伸び値の低下が顕著に軽減されることを見いだした。
【００１８】
この原因を解析した結果、強度向上にはｂｃｃ−Ｃｕ＞９Ｒ−Ｃｕ＞ｆｃｃ−Ｃｕの順で有効であり、一様伸び向上に対してはｆｃｃ−Ｃｕ＞９Ｒ−Ｃｕ＞ｂｃｃ−Ｃｕの順で有効であり、９Ｒ構造を有するＣｕ粒子を含み、さらに、ｂｃｃ構造を有するＣｕ粒子およびｆｃｃ構造を有するＣｕ粒子のいずれかまたは両方を複合的に分散させることで優れた延性（一様伸び）特性を保持しつつ高強度化が実現できることを見いだした。
【００１９】
いずれの構造のＣｕ粒子も、同一サイズのＮｂ（Ｃ，Ｎ），Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）等の炭窒化物の析出粒子に比較して、優れた一様伸び特性を示すが、この理由はＣｕ粒子が周囲のＦｅに比べて柔らかく変形しやすいために、変形時に転位が粒子に絡み付きにくく材料破断の起点になりにくいためであると考えられる。材料破断の起点になりにくいということは、一様伸び特性の向上だけでなく、疲労特性向上にも有効であることを示唆している。
【００２０】
さらに発明者らは、異なる構造のＣｕ粒子を利用した上述の析出強化法は、フェライト・オーステナイト２相鋼、層状のフェライト／セメンタイトからなるパーライト鋼、フェライト・パーライト２相鋼でもフェライト中におけるＣｕ粒子の構造を制御すると良好な強度一様伸び特性を与えることも明らかにした。
すなわち、本発明のポイントは、組織中にフェライトが存在しており、その中のＣｕ粒子の構造を制御しさえすれば、延性に優れる高強度鋼を得ることができることにある。
【００２１】
以下に、本発明について詳細に説明する。
まず成分の限定理由について説明する。成分含有量は質量％である。
Ｃ：Ｃはあらゆる強度の鋼をつくるために、組織をフェライト・オーステナイト、パーライト、フェライト・パーライト、フェライト・マルテンサイトに制御するのに必須の元素である。以下に各々についてＣ量の限定理由を説明する。
フェライト・オーステナイト組織については、０．３％を超えると他の合金元素の添加や熱処理方法の調整でも実質的に所望の組織を得ることが難しくなるので、その上限を０．３％に限定した。
【００２２】
パーライト組織については、Ｆｅ−Ｃ２元系合金の共析組成である０．７７％近傍のＣ量にする必要がある。０．７％未満あるいは０．９％を超えると組織をパーライト組織にすることが困難になるので、その範囲を０．７〜０．９％の範囲に限定した。
【００２３】
フェライト・パーライト組織については、亜共析組成のＣ量にする必要がある。０．００５％未満だとフェライト単相になり、０．８０％を超えると、他の添加合金元素量で調整してもパーライト単相になるので、その適正添加範囲を０．００５〜０．８０％に限定した。フェライト・マルテンサイト組織については、０．００５％未満だとフェライト単相になり、０．３０％を超えると他の添加合金元素量で調整しても２相組織に制御することが困難になるので、その適正添加範囲を０．００５〜０．３０％に限定した。
【００２４】
Ｓｉ：ＳｉはＣと同様に、母相組織を制御するのに必須の元素であり、また脱酸元素としても必要である。しかしながら、３．０％を超えると熱延時の脱スケール性の悪化やコスト高を招く。従って、Ｓｉ含有量は３．０％以下の範囲に制限した。
【００２５】
Ｍｎ：ＭｎはＳｉと同じくＡｒ３変態点を低下させることで母相組織を制御するのに必須の元素である。しかしながら、３．０％を超えると、顕著な中心偏析が避けられなくなるので、Ｍｎ含有量を３．０％以下の範囲に制限した。なお、Ｍｎは制限の範囲内であれば、添加量が多いほどＣｕ粒子の析出を促進することが可能であり、製造コストの削減にも有効である。
【００２６】
Ｃｕ：Ｃｕは本発明において最も重要な元素である。しかしながら、０．５％未満であるとＣｕとしての効果が発現せず、また５．０％を超えると、Ｃｕの熱間脆性による鋼板の表面割れが顕著になるために、Ｃｕ含有量の範囲を０．５〜５．０％の範囲に制限した。ただし、添加量の下限については、Ｃｕ析出粒子の体積分率をより多くするという観点から、１．０％以上の添加が望ましい。また、添加量の上限については、ＮｉをＣｕと等量だけ添加するとＣｕの熱間脆性を軽減することができるので、ＣｕとＮｉを複合添加する場合は５．０％を超えるＣｕの添加も可能である。Ｃｕは炭素当量を上げない元素でもあるので溶接性の向上にも有効である。Ｃｕは合金コストが低いという利点も有している。
【００２７】
Ｎｉ：ＮｉはＣｕ添加に起因する熱間脆性の抑制と母相組織の制御に用いられる。フェライト・オーステナイト組織がベースの場合には、０．５％以下であるとフェライト・オーステナイトの２相組織にならず、２５％を超えるとコスト高になる。従って、請求項１および２に記載したフェライト・オーステナイト組織がベースの場合には、その添加範囲を０．５〜２５％に限定した。一方、パーライト組織、フェライト・パーライト組織、フェライト・マルテンサイト組織の場合には、０．５％以下だと熱間脆性の抑止が難しく、５．０％を超える所望の組織に制御することが難しくなる。従って、その適正添加範囲を０．５〜５．０％に限定した。
【００２８】
Ｃｒ：ＣｒはＭｎの代替元素であり、Ａｒ３変態点を低下させることで母相組織を制御するのに用いられる元素である。フェライト・オーステナイト組織がベースの場合には、１０％を超えるとＣｒの炭窒化物の析出が顕著になり、Ｃｕの添加効果が失われる。従って、請求項１および２に記載したフェライト・オーステナイト組織がベースの場合には、その添加範囲を１０％以下に限定した。一方、パーライト組織、フェライト・パーライト組織の場合には、５．０％を超えると、所望の組織に制御することが難しくなるので、Ｃｒ含有量を５．０％以下の範囲に制限した。
【００２９】
削除
【００３０】
Ｔｉ：Ｔｉは脱酸元素として、また炭窒化物として再加熱時のオーステナイト粒径を制御する元素として必要である。しかし、Ｔｉの添加量が０．２０％を超えると、Ｃｕの添加効果が失われるため、Ｔｉ含有量の適正添加範囲を０．２０％以下とした。
【００３１】
Ｎｂ：Ｎｂは炭窒化物として再加熱時のオーステナイト粒径を制御する元素として必要である。しかし、Ｎｂの添加量が０．２０％を超えると、フェライト中の炭窒化物量が増え、Ｃｕの添加効果が失われるため、Ｎｂ含有量の適正添加範囲を０．２０％以下とした。
【００３２】
削除
【００３３】
Ａｌ：Ａｌは脱酸元素として用いる元素である。しかし、Ａｌの添加量が０．０４％を超えると、ＡｌＮ等の析出量が増加し、Ｃｕの添加効果が失われるため、Ａｌ含有量の適正添加範囲を０．０４％以下とした。
【００３４】
Ｂ：Ｂは母相組織を制御するために用いられる元素である。０．０００３％未満であるとその効果が発現せず、また０．００５０％を超えると、粒界に炭ホウ化物、ホウ窒化物が析出し、延性の悪化を引き起こす。従って、その適正添加範囲を０．０００３〜０．００５０％に限定した。
【００３５】
Ｎ：Ｎは窒化物として析出し、主にオーステナイト域の結晶粒径制御に用いられる。Ｎが０．０１％を超えると、フェライト粒内に多量の炭窒化物が析出し、Ｃｕの添加効果が失われるため、Ｎ含有量の範囲を、０．０１％以下とした。
【００３６】
次にＣｕ粒子の構造の限定理由について説明する。
ｂｃｃ−Ｃｕ粒子が単独に鋼中に存在するものでは、優れた強度は得られるが必ずしも十分な延性が得られない。ｆｃｃ−Ｃｕ粒子だけだと、比較的優れた延性は得られるが必ずしも十分な高強度化が達成できない。９Ｒ−Ｃｕ粒子だけでもある程度は優れた強度−延性バランスが得られる。しかしながら、９Ｒ構造を有するＣｕ粒子を含み、さらに、ｂｃｃ−Ｃｕ構造を有するＣｕ粒子およびｆｃｃ構造を有するＣｕ粒子のいずれかまたは両方を共存させることによりはじめて、ｂｃｃ−Ｃｕ粒子と９Ｒ−Ｃｕの優れた強化効果とｆｃｃ−Ｃｕ粒子と９Ｒ−Ｃｕ粒子の優れた延性向上効果を併せて発現させることができる。従って、９Ｒ構造を有するＣｕ粒子を含み、さらに、ｂｃｃ−Ｃｕ構造を有するＣｕ粒子およびｆｃｃ構造を有するＣｕ粒子のいずれかまたは両方を含むことが目的達成上、必須である。
【００３７】
なお、２種以上の構造のＣｕ粒子を母相中に分散させる制御方法は、母相組織によって異なるが、基本的には以下に示す方法が有効である。
(1)７５０℃以上の温度に再加熱するかあるいは７５０℃以上の温度で圧延終了し、これを１℃/sec以上の冷却速度で室温まで冷却した後、４８０℃〜６８０℃の温度範囲において、保持温度Ｔ（℃）、保持時間ｔ（秒）とした時に、１２００≦Ｔ logｔ≦２１００の条件で時効処理を施す。
【００３８】
(2)７５０℃以上で加熱するかあるいは７５０℃以上で圧延を終了した後、６８０℃から４８０℃の温度範囲を０．１〜５℃/secの平均冷却速度で冷却し、その後室温まで冷却するかあるいは４８０℃以下の温度で巻取るかあるいは鋼線の場合には伸線加工を行う。
【００３９】
(3)７５０℃以上で加熱するかあるいは７５０℃以上で圧延を終了した後、６８０℃から４８０℃の温度範囲において１２００≦Ｔ logｔ≦２１００の条件で時効処理を施し、その後室温まで冷却するかあるいは４８０℃以下の温度で巻取るかあるいは鋼線の場合には伸線加工を行う。
【００４０】
(4)６５０〜８００℃の温度で再結晶焼鈍を行った後、４８０℃〜６５０℃の温度範囲において、保持温度Ｔ（℃）、保持時間ｔ（秒）とした時に、１２００≦Ｔ logｔ≦２１００の条件で時効処理を施し、その後室温まで冷却するかあるいは４８０℃以下の温度で巻取る。
【００４１】
(5)６５０〜８００℃の温度で再結晶焼鈍を行った後、６５０℃から４８０℃の温度範囲を０．１〜５℃/secの平均冷却速度で冷却し、その後室温まで冷却するかあるいは４８０℃以下の温度で巻取る。
【００４２】
(6)６５０〜８００℃の温度で再結晶焼鈍を行った後に、６５０℃から４８０℃の温度範囲を１％以下の歪み付加を行いながら０．１〜５℃/secの平均冷却速度で冷却し、その後室温まで冷却するかあるいは４８０℃以下の温度で巻取る。
【００４３】
Ｃｕ粒子の構造はＣｕ粒子のサイズと密接な関係がある。すなわち、Ｃｕ粒子のサイズが小さいものから大きいものになるに従って、ｂｃｃ−Ｃｕ、９Ｒ−Ｃｕ、ｆｃｃ−Ｃｕになりやすい傾向がある。従って、Ｃｕ粒子の構造を適正に制御するためには、粒子のサイズを大小に過ぎずに中間的なサイズにすることがポイントとなる。
【００４４】
上述した熱処理の一部は、特開昭６３−１６２８１１号公報等の従来技術に記載されているものもあるが、単に従来技術の加工熱処理の範囲内ではサイズが大きいｆｃｃ−Ｃｕが単独で析出してしまう場合があり、必ずしも良好な延性を有する高強度鋼を得ることができない。本発明鋼のポイントは、上記(1) 〜 (6)の条件の範囲内で合金元素添加量との兼ね合いで時効温度と時効時間と冷却速度をさらに最適化し、ｂｃｃ−Ｃｕ、９Ｒ−Ｃｕ、ｆｃｃ−Ｃｕ（ε−Ｃｕ）の３種のうち２種以上の構造のＣｕ粒子を鋼中に分散させることにある。
【００４５】
【実施例】
次にこの発明を実施例によりさらに詳細に説明する。
表１に示す成分に調整した鋼材Ａ〜Ｑを、表２に示す種々の条件で処理を施した。このようにして得られた鋼板から、引張試験用の試験片、組織観察用である透過電子顕微鏡観察用の試験片およびアトムプローブ電界イオン顕微鏡（ＡＰ−ＦＩＭ）用の試験片を切り出した。表３は得られた試験片Ｎｏ．１〜２４のマトリクス組織、引張強度（ＴＳ）、一様伸び（ｕ−Ｅｌ）、鋼中のＣｕ粒子の構造を調査した結果を示している。ただし、一部試料については、延性の指標として全伸び値、絞り値を用いている。
【００４６】
表３から明らかなように、Ｆｅマトリクス中のＣｕ粒子が９Ｒ−Ｃｕとｂｃｃ−Ｃｕ、ｆｃｃ−Ｃｕのうちの1種又は２種の構造のＣｕ粒子を結晶粒内に含むものは、ｂｃｃ−Ｃｕ単独、ｆｃｃ−Ｃｕ単独やＮｂＣ，ＴｉＣ，ＭｏＣなどによる析出強化鋼に比べ、同一強度で比較してｕ−Ｅｌ値が上昇している。
【００４７】
例えば、Ｎｏ．１〜６は、フェライト・オーステナイト組織を基本とするものであるが、試料Ｎｏ．１とＮｏ．２を比較すると引張強度はほぼ同一であるにも関わらず、９Ｒ−Ｃｕとｆｃｃ−Ｃｕの両方を含むＮｏ．１の方が全伸びで４％大きくなっている。すなわちＮｏ．１の方が伸び特性に優れた高強度鋼になっている。Ｎｏ．３はＣｕを添加せずにＭｏの析出強化で高強度化したものであるが、Ｎｏ．１と比較して全伸び値が低くなっている。試料Ｎｏ．４〜Ｎｏ．６は圧延後の冷却速度を変化させたものである。フェライト中のＣｕ粒子の構造を適正に制御したＮｏ．４は、ｆｃｃ−Ｃｕ単相のＮｏ．５やＣｕ無添加鋼のＮｏ．６と比べて強度伸び特性が優れている。
【００４８】
Ｎｏ．７〜１２は、パーライト組織を基本とする場合である。フェライト中のＣｕ粒子をｂｃｃ−Ｃｕと９Ｒ−Ｃｕに適正に制御したＮｏ．７は、他に比べて強度が高いにも関わらず絞り値は上昇している。すなわち、延性が向上している。Ｎｏ．１０〜１２は圧延後の冷却速度を変化させたものであるが、フェライト中のＣｕ粒子をｂｃｃ−Ｃｕと９Ｒ−Ｃｕに適正に制御したＮｏ．１０は、ｆｃｃ単相からなるＮｏ．１１に比べ強度が高いにも関わらず絞り値は上昇している。
【００４９】
Ｎｏ．１３〜２２は、フェライト・パーライト組織を基本とするものである。Ｎｏ．１３とＮｏ．１４は圧延後の時効条件を、Ｎｏ．１５とＮｏ．１６は圧延後の６８０℃→４８０℃の冷却速度を、Ｎｏ．１７とＮｏ．１８は圧延後に室温まで冷却した後の時効条件を、Ｎｏ．２０と２１は圧延後の時効条件を変化させることでＣｕ粒子の構造を制御したものである。フェライト内にｂｃｃ−Ｃｕと９Ｒ−Ｃｕとｆｃｃ−Ｃｕの２つ以上の構造を含むように制御したＮｏ．１３，Ｎｏ．１５，Ｎｏ．１７，Ｎｏ．２０はそれぞれ比較鋼に比べ高強度であるにも関わらず、一様伸び値は同一かあるいは高くなっている。Ｎｏ．２２はＴｉＣ析出強化鋼を示しているが、同一強度で本発明鋼のＮｏ．２０と比較すると、本発明鋼の方が一様伸びで４％向上している。Ｎｏ．１９はＣｕを添加していない比較鋼であり、本発明鋼であるＮｏ．１５のほうが同じ引張強度にもかかわらず、高い一様伸びを有している。
【００５０】
Ｎｏ．２３〜Ｎｏ．３２は、フェライト・マルテンサイト組織を基本とするものである。Ｎｏ．２３とＮｏ．２４は圧延後の冷却速度を変えてＣｕ粒子の構造を変化させたものである。本発明鋼であるＮｏ．２３は、Ｎｏ．２４に比べ強度が高いにも関わらずの一様伸び値は高くなっており、優れた強度−延性特性を有していることがわかる。Ｎｏ．２５はＴｉＣが析出した比較鋼であり、本発明鋼であるＮｏ．２３の方が同一ｕ−Ｅｌ値にもかかわらず、高い引張強度を有している。Ｎｏ．２６は圧延後の６８０℃から４８０℃への冷却中に１％の軽圧下を加えたものであり、Ｃｕ粒子の成長が促進されているものの、９Ｒ−Ｃｕとｆｃｃ−Ｃｕに制御されているため良好な強度延性特性を示している例である。Ｎｏ．２８とＮｏ．２９は７５０℃で焼鈍した後の６８０℃→４８０℃の冷却速度を変化させてＣｕ粒子の構造を制御した例である。ｂｃｃ−Ｃｕと９Ｒ−Ｃｕとｆｃｃ−Ｃｕを含む本発明鋼Ｎｏ．２８がＮｏ．２９に比較して、強度、一様伸び値とも優れている。Ｎｏ．３０は（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｃ析出強化鋼の例であり、Ｃｕ粒子の構造を制御したＮｏ．２８に比べ一様伸び値で５％劣っている。Ｎｏ．３１とＮｏ．３２はＣｕ添加の効果をみたものである。Ｎｉ添加をしたＮｏ．３２に比べ、Ｃｕを添加し、かつＣｕ粒子の構造を適正に制御したＮｏ．３１は強度、一様伸び値とも優れている。
【００５１】
【表１】
【００５２】
【表２】
【００５３】
【表３】
【００５４】
【発明の効果】
本発明は、３００ＭＰａクラスの軟鋼から５０００ＭＰａクラスの超高強度鋼の広い強度レベルにわたって、従来の析出強化鋼に比較して良好な延性を有する高強度鋼を与えるものであり、さらにＣｕを利用していることで溶接性や疲労特性にも優れる。
【００５５】
本発明は、フェライト・オーステナイト組織、パーライト組織、フェライト・パーライト組織、フェライト・マルテンサイト組織を有する合金鋼について適用が可能であり、従って軽量化部材として自動車の外板や足廻り部材等の構造部材、造船・建築・海洋構造物・パイプライン等の構造部材や強度部材や耐震性を要求される部材、ケーブルワイヤやスチールコード等の高強度鋼線の高強度化に適用することが可能である。また合金単価の低いＣｕを利用することで安価に鋼板を製造する効果も有している。
【発明の属する技術分野】
本発明は、異なる構造のＣｕ粒子を複相合金鋼中のフェライト中に分布せしめることを特徴とした、延性を低下させずに高強度を与える鋼に関するものであり、引張強度３００ＭＰａ程度の軟鋼から５０００ＭＰａ程度の超高張力鋼まであらゆる強度レベルの鋼材に適用が可能である。
【０００２】
【従来の技術】
近年来、自動車や船舶などの外板や建築物等の構造物には軽量化に加え、安全設計上、衝撃や地震によるエネルギーを吸収しうる塑性変形能に優れた鋼材が要求されており、軽量化要求の解決手段としては高強度化が、また後者の要求に対しては一様伸び特性に代表される延性の向上が不可欠である。単位強度あたりの延性の向上は、上述の要求以外にも加工性・成形性向上という観点からも極めて重要である。ところが、高強度化と高延性化は相反するものであり、双方の性質を両立することは難しいと考えられてきた。
【０００３】
従来、鋼板を高強度化する手段としては大きく分けて、（１）Ｓｉ，Ｎｉ，Ｍｏ等の固溶強化元素を多量に添加するかあるいはＮｂ，Ｔｉ，Ｖ等の析出強化元素を多量に添加する、（２）結晶粒を微細化するかあるいは複合組織に制御する２つの方法があり、使用される用途に応じた材質的要求、経済性を考慮し最適な強化法が選択されてきた。
【０００４】
上述した（１）の方法による強化は、その母材組織の如何にかかわらず古くから利用されてきているが、一般的に高い引張強度を得ようとすると前述のようにそれに反比例して延性が低下してしまう。
【０００５】
一方、（２）の方法による強化は、フェライト・マルテンサイトの２相組織鋼（例えば特公昭６１−１５１２８号公報）やフェライト・オーステナイト２相組織鋼に代表されるように強度と延性をある程度両立することが可能な方法である。しかしながら、この方法は組織を選択した時点で達成できる強度がある程度決まってしまうため、低強度から超高強度鋼に至るあらゆる強度レベルでの強度−延性特性向上に適用することができない。このため、あらゆる強度レベルの鋼板について、延性をなるべく低下させることなく高強度化を実現できる技術の開発が望まれていた。
【０００６】
そこで発明者らは、上記の目的を達成すべく鋭意、実験と検討を重ねた結果、適正量のＣｕを添加し、かつ９Ｒ構造を有するＣｕ粒子を含み、さらに、ｂｃｃ構造を有するＣｕ粒子およびｆｃｃ構造を有するＣｕ粒子のいずれかまたは両方を組織中に適正に制御し分布せしめることによって、フェライト・パーライト組織からなる低強度鋼から微細パーライト組織からなる超高強度鋼までの広い強度レベルにおいて、従来の析出強化法で課題となっていた高強度化による延性の低下を抑えることができることを見いだした。
【０００７】
Ｃｕを添加する鋼板としては、特開昭６１−２８８０１５号公報、特開昭６３−１６２８１１号公報、特開平５−３３１５９１号公報、特開平６−１０８２００号公報が開示されている。これらは、高温での溶体化処理後に５５０℃前後の時効処理を施すことによって析出する面心立方（以下、ｆｃｃ）構造を有するε−Ｃｕを利用し、高強度−高延性を達成できるとしている。しかしながら、これらの先行例が示すようにｆｃｃ構造のε−Ｃｕのみでは、従来の析出強化法の範疇を超えた強度−延性バランスを達成することはできない。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は上述した現状に鑑み開発されたもので、低強度鋼から超高強度鋼まですべての鋼種について、従来強化法で問題となっていた高強度化による伸びの劣化を抑えて、優れた強度−延性バランスを達成することができる鋼材を安価に提供することを目的としたものである。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
本発明は、前記課題を解決するために次の手段を講じた。
すなわち、本発明は延性に優れた高強度鋼であって、第１の発明は、質量％で、
Ｃ ：０．３％以下、 Ｓｉ：３．０％以下、
Ｍｎ：３．０％以下、 Ｎｉ：０．５〜２５％、
Ｃｒ：１０％以下、 Ｃｕ：０．５〜５．０％
を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、フェライトとオーステナイトの２相組織からなる高強度鋼において、９Ｒ構造を有するＣｕ粒子を含み、さらに、ｂｃｃ構造を有するＣｕ粒子およびｆｃｃ構造を有するＣｕ粒子のいずれかまたは両方をフェライト粒内およびフェライト粒界に含有することにより、延性が優れることを特徴とするものである。
【００１０】
第２の発明は、上記の特徴に加え、質量％で、
Ｔｉ：０．２０％以下、 Ｎｂ：０．２０％以下、
Ｂ ：０．０００３〜０．００５０％、
Ｎ ：０．０１％以下
のうち１種または２種以上をさらに含有することを特徴とするものである。
【００１１】
第３の発明は、質量％で、
Ｃ ：０．７〜０．９％、 Ｓｉ：３．０％以下、
Ｍｎ：３．０％以下、 Ｃｕ：０．５〜５．０％
を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、パーライトを主組織とする高強度鋼において、９Ｒ構造を有するＣｕ粒子を含み、さらに、ｂｃｃ構造を有するＣｕ粒子およびｆｃｃ構造を有するＣｕ粒子のいずれかまたは両方をパーライト組織中のフェライト内およびフェライト粒界に含むことにより延性が優れることを特徴とするものである。
【００１２】
削除
【００１３】
第４の発明は、質量％で、
Ｃ ：０．００５〜０．３０％、Ｓｉ：３．０％以下、
Ｍｎ：３．０％以下、 Ｃｕ：０．５〜５．０％
を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、フェライトとマルテンサイトの２相組織からなる高強度鋼において、９Ｒ構造を有するＣｕ粒子を含み、さらに、ｂｃｃ構造を有するＣｕ粒子およびｆｃｃ構造を有するＣｕ粒子のいずれかまたは両方をフェライト粒内およびフェライト粒界に含むことにより、延性が優れることを特徴とするものである。
【００１４】
本発明の第５の発明は、上記第４の発明に、質量％で、
Ｎｉ：０．５〜５．０％、 Ｔｉ：０．２０％以下、
Ａｌ：０．０４％以下、 Ｎ ：０．０１％以下
のうち１種または２種以上をさらに含有することを特徴とするものである。
本発明の第６の発明は、上記第３の発明に、質量％で、
Ｎｉ：０．５〜５．０％、 Ｃｒ：５．０％以下、
Ｔｉ：０．２０％以下、 Ｎｂ：０．２０％以下、
Ａｌ：０．０４％以下， Ｎ ：０．０１％以下
のうち１種または２種以上をさらに含有することを特徴とするものである。
【００１５】
なお、本発明において、強度とは引張強度を、延性とは材料の延び易さを代表する指標であれば何れでもよく、例えば一様伸び特性や絞り値を示すものである。また、ｂｃｃ構造とは体心立方構造、９Ｒ構造とは菱面体構造で最密面が９相重なり１つの単位格子を形成している構造、ｆｃｃ構造とは面心立方構造のことを意味している。なお、ｆｃｃ構造の中で、格子がわずかに歪んで３Ｒ構造に近くなっているものについては、ここではｆｃｃ構造に含めるものとする。
【００１６】
【発明の実施の形態】
本発明鋼では、フェライト・オーステナイト組織やフェライト・パーライト組織を基本とする低強度鋼から加工パーライト組織を基本とする超高強度鋼まであらゆる強度レベルの鋼種について、高強度化による一様伸びの低下を抑えて高強度を達成することができる。
【００１７】
発明者らは、種々のＣｕ粒子の構造を制御した鋼板について機械試験と詳細な観察を重ねた結果、フェライト組織中に９Ｒ構造を有するＣｕ粒子（以下、９Ｒ−Ｃｕという）を含み、さらに、ｂｃｃ構造を有するＣｕ粒子（以下、ｂｃｃ−Ｃｕという）およびｆｃｃ構造を有するＣｕ粒子（以下、ｆｃｃ−Ｃｕ；別称ε−Ｃｕという）のいずれかまたは両方を分散析出させた時に、従来の析出強化法で特徴的であった高強度化に伴う一様伸び値の低下が顕著に軽減されることを見いだした。
【００１８】
この原因を解析した結果、強度向上にはｂｃｃ−Ｃｕ＞９Ｒ−Ｃｕ＞ｆｃｃ−Ｃｕの順で有効であり、一様伸び向上に対してはｆｃｃ−Ｃｕ＞９Ｒ−Ｃｕ＞ｂｃｃ−Ｃｕの順で有効であり、９Ｒ構造を有するＣｕ粒子を含み、さらに、ｂｃｃ構造を有するＣｕ粒子およびｆｃｃ構造を有するＣｕ粒子のいずれかまたは両方を複合的に分散させることで優れた延性（一様伸び）特性を保持しつつ高強度化が実現できることを見いだした。
【００１９】
いずれの構造のＣｕ粒子も、同一サイズのＮｂ（Ｃ，Ｎ），Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）等の炭窒化物の析出粒子に比較して、優れた一様伸び特性を示すが、この理由はＣｕ粒子が周囲のＦｅに比べて柔らかく変形しやすいために、変形時に転位が粒子に絡み付きにくく材料破断の起点になりにくいためであると考えられる。材料破断の起点になりにくいということは、一様伸び特性の向上だけでなく、疲労特性向上にも有効であることを示唆している。
【００２０】
さらに発明者らは、異なる構造のＣｕ粒子を利用した上述の析出強化法は、フェライト・オーステナイト２相鋼、層状のフェライト／セメンタイトからなるパーライト鋼、フェライト・パーライト２相鋼でもフェライト中におけるＣｕ粒子の構造を制御すると良好な強度一様伸び特性を与えることも明らかにした。
すなわち、本発明のポイントは、組織中にフェライトが存在しており、その中のＣｕ粒子の構造を制御しさえすれば、延性に優れる高強度鋼を得ることができることにある。
【００２１】
以下に、本発明について詳細に説明する。
まず成分の限定理由について説明する。成分含有量は質量％である。
Ｃ：Ｃはあらゆる強度の鋼をつくるために、組織をフェライト・オーステナイト、パーライト、フェライト・パーライト、フェライト・マルテンサイトに制御するのに必須の元素である。以下に各々についてＣ量の限定理由を説明する。
フェライト・オーステナイト組織については、０．３％を超えると他の合金元素の添加や熱処理方法の調整でも実質的に所望の組織を得ることが難しくなるので、その上限を０．３％に限定した。
【００２２】
パーライト組織については、Ｆｅ−Ｃ２元系合金の共析組成である０．７７％近傍のＣ量にする必要がある。０．７％未満あるいは０．９％を超えると組織をパーライト組織にすることが困難になるので、その範囲を０．７〜０．９％の範囲に限定した。
【００２３】
フェライト・パーライト組織については、亜共析組成のＣ量にする必要がある。０．００５％未満だとフェライト単相になり、０．８０％を超えると、他の添加合金元素量で調整してもパーライト単相になるので、その適正添加範囲を０．００５〜０．８０％に限定した。フェライト・マルテンサイト組織については、０．００５％未満だとフェライト単相になり、０．３０％を超えると他の添加合金元素量で調整しても２相組織に制御することが困難になるので、その適正添加範囲を０．００５〜０．３０％に限定した。
【００２４】
Ｓｉ：ＳｉはＣと同様に、母相組織を制御するのに必須の元素であり、また脱酸元素としても必要である。しかしながら、３．０％を超えると熱延時の脱スケール性の悪化やコスト高を招く。従って、Ｓｉ含有量は３．０％以下の範囲に制限した。
【００２５】
Ｍｎ：ＭｎはＳｉと同じくＡｒ３変態点を低下させることで母相組織を制御するのに必須の元素である。しかしながら、３．０％を超えると、顕著な中心偏析が避けられなくなるので、Ｍｎ含有量を３．０％以下の範囲に制限した。なお、Ｍｎは制限の範囲内であれば、添加量が多いほどＣｕ粒子の析出を促進することが可能であり、製造コストの削減にも有効である。
【００２６】
Ｃｕ：Ｃｕは本発明において最も重要な元素である。しかしながら、０．５％未満であるとＣｕとしての効果が発現せず、また５．０％を超えると、Ｃｕの熱間脆性による鋼板の表面割れが顕著になるために、Ｃｕ含有量の範囲を０．５〜５．０％の範囲に制限した。ただし、添加量の下限については、Ｃｕ析出粒子の体積分率をより多くするという観点から、１．０％以上の添加が望ましい。また、添加量の上限については、ＮｉをＣｕと等量だけ添加するとＣｕの熱間脆性を軽減することができるので、ＣｕとＮｉを複合添加する場合は５．０％を超えるＣｕの添加も可能である。Ｃｕは炭素当量を上げない元素でもあるので溶接性の向上にも有効である。Ｃｕは合金コストが低いという利点も有している。
【００２７】
Ｎｉ：ＮｉはＣｕ添加に起因する熱間脆性の抑制と母相組織の制御に用いられる。フェライト・オーステナイト組織がベースの場合には、０．５％以下であるとフェライト・オーステナイトの２相組織にならず、２５％を超えるとコスト高になる。従って、請求項１および２に記載したフェライト・オーステナイト組織がベースの場合には、その添加範囲を０．５〜２５％に限定した。一方、パーライト組織、フェライト・パーライト組織、フェライト・マルテンサイト組織の場合には、０．５％以下だと熱間脆性の抑止が難しく、５．０％を超える所望の組織に制御することが難しくなる。従って、その適正添加範囲を０．５〜５．０％に限定した。
【００２８】
Ｃｒ：ＣｒはＭｎの代替元素であり、Ａｒ３変態点を低下させることで母相組織を制御するのに用いられる元素である。フェライト・オーステナイト組織がベースの場合には、１０％を超えるとＣｒの炭窒化物の析出が顕著になり、Ｃｕの添加効果が失われる。従って、請求項１および２に記載したフェライト・オーステナイト組織がベースの場合には、その添加範囲を１０％以下に限定した。一方、パーライト組織、フェライト・パーライト組織の場合には、５．０％を超えると、所望の組織に制御することが難しくなるので、Ｃｒ含有量を５．０％以下の範囲に制限した。
【００２９】
削除
【００３０】
Ｔｉ：Ｔｉは脱酸元素として、また炭窒化物として再加熱時のオーステナイト粒径を制御する元素として必要である。しかし、Ｔｉの添加量が０．２０％を超えると、Ｃｕの添加効果が失われるため、Ｔｉ含有量の適正添加範囲を０．２０％以下とした。
【００３１】
Ｎｂ：Ｎｂは炭窒化物として再加熱時のオーステナイト粒径を制御する元素として必要である。しかし、Ｎｂの添加量が０．２０％を超えると、フェライト中の炭窒化物量が増え、Ｃｕの添加効果が失われるため、Ｎｂ含有量の適正添加範囲を０．２０％以下とした。
【００３２】
削除
【００３３】
Ａｌ：Ａｌは脱酸元素として用いる元素である。しかし、Ａｌの添加量が０．０４％を超えると、ＡｌＮ等の析出量が増加し、Ｃｕの添加効果が失われるため、Ａｌ含有量の適正添加範囲を０．０４％以下とした。
【００３４】
Ｂ：Ｂは母相組織を制御するために用いられる元素である。０．０００３％未満であるとその効果が発現せず、また０．００５０％を超えると、粒界に炭ホウ化物、ホウ窒化物が析出し、延性の悪化を引き起こす。従って、その適正添加範囲を０．０００３〜０．００５０％に限定した。
【００３５】
Ｎ：Ｎは窒化物として析出し、主にオーステナイト域の結晶粒径制御に用いられる。Ｎが０．０１％を超えると、フェライト粒内に多量の炭窒化物が析出し、Ｃｕの添加効果が失われるため、Ｎ含有量の範囲を、０．０１％以下とした。
【００３６】
次にＣｕ粒子の構造の限定理由について説明する。
ｂｃｃ−Ｃｕ粒子が単独に鋼中に存在するものでは、優れた強度は得られるが必ずしも十分な延性が得られない。ｆｃｃ−Ｃｕ粒子だけだと、比較的優れた延性は得られるが必ずしも十分な高強度化が達成できない。９Ｒ−Ｃｕ粒子だけでもある程度は優れた強度−延性バランスが得られる。しかしながら、９Ｒ構造を有するＣｕ粒子を含み、さらに、ｂｃｃ−Ｃｕ構造を有するＣｕ粒子およびｆｃｃ構造を有するＣｕ粒子のいずれかまたは両方を共存させることによりはじめて、ｂｃｃ−Ｃｕ粒子と９Ｒ−Ｃｕの優れた強化効果とｆｃｃ−Ｃｕ粒子と９Ｒ−Ｃｕ粒子の優れた延性向上効果を併せて発現させることができる。従って、９Ｒ構造を有するＣｕ粒子を含み、さらに、ｂｃｃ−Ｃｕ構造を有するＣｕ粒子およびｆｃｃ構造を有するＣｕ粒子のいずれかまたは両方を含むことが目的達成上、必須である。
【００３７】
なお、２種以上の構造のＣｕ粒子を母相中に分散させる制御方法は、母相組織によって異なるが、基本的には以下に示す方法が有効である。
(1)７５０℃以上の温度に再加熱するかあるいは７５０℃以上の温度で圧延終了し、これを１℃/sec以上の冷却速度で室温まで冷却した後、４８０℃〜６８０℃の温度範囲において、保持温度Ｔ（℃）、保持時間ｔ（秒）とした時に、１２００≦Ｔ logｔ≦２１００の条件で時効処理を施す。
【００３８】
(2)７５０℃以上で加熱するかあるいは７５０℃以上で圧延を終了した後、６８０℃から４８０℃の温度範囲を０．１〜５℃/secの平均冷却速度で冷却し、その後室温まで冷却するかあるいは４８０℃以下の温度で巻取るかあるいは鋼線の場合には伸線加工を行う。
【００３９】
(3)７５０℃以上で加熱するかあるいは７５０℃以上で圧延を終了した後、６８０℃から４８０℃の温度範囲において１２００≦Ｔ logｔ≦２１００の条件で時効処理を施し、その後室温まで冷却するかあるいは４８０℃以下の温度で巻取るかあるいは鋼線の場合には伸線加工を行う。
【００４０】
(4)６５０〜８００℃の温度で再結晶焼鈍を行った後、４８０℃〜６５０℃の温度範囲において、保持温度Ｔ（℃）、保持時間ｔ（秒）とした時に、１２００≦Ｔ logｔ≦２１００の条件で時効処理を施し、その後室温まで冷却するかあるいは４８０℃以下の温度で巻取る。
【００４１】
(5)６５０〜８００℃の温度で再結晶焼鈍を行った後、６５０℃から４８０℃の温度範囲を０．１〜５℃/secの平均冷却速度で冷却し、その後室温まで冷却するかあるいは４８０℃以下の温度で巻取る。
【００４２】
(6)６５０〜８００℃の温度で再結晶焼鈍を行った後に、６５０℃から４８０℃の温度範囲を１％以下の歪み付加を行いながら０．１〜５℃/secの平均冷却速度で冷却し、その後室温まで冷却するかあるいは４８０℃以下の温度で巻取る。
【００４３】
Ｃｕ粒子の構造はＣｕ粒子のサイズと密接な関係がある。すなわち、Ｃｕ粒子のサイズが小さいものから大きいものになるに従って、ｂｃｃ−Ｃｕ、９Ｒ−Ｃｕ、ｆｃｃ−Ｃｕになりやすい傾向がある。従って、Ｃｕ粒子の構造を適正に制御するためには、粒子のサイズを大小に過ぎずに中間的なサイズにすることがポイントとなる。
【００４４】
上述した熱処理の一部は、特開昭６３−１６２８１１号公報等の従来技術に記載されているものもあるが、単に従来技術の加工熱処理の範囲内ではサイズが大きいｆｃｃ−Ｃｕが単独で析出してしまう場合があり、必ずしも良好な延性を有する高強度鋼を得ることができない。本発明鋼のポイントは、上記(1) 〜 (6)の条件の範囲内で合金元素添加量との兼ね合いで時効温度と時効時間と冷却速度をさらに最適化し、ｂｃｃ−Ｃｕ、９Ｒ−Ｃｕ、ｆｃｃ−Ｃｕ（ε−Ｃｕ）の３種のうち２種以上の構造のＣｕ粒子を鋼中に分散させることにある。
【００４５】
【実施例】
次にこの発明を実施例によりさらに詳細に説明する。
表１に示す成分に調整した鋼材Ａ〜Ｑを、表２に示す種々の条件で処理を施した。このようにして得られた鋼板から、引張試験用の試験片、組織観察用である透過電子顕微鏡観察用の試験片およびアトムプローブ電界イオン顕微鏡（ＡＰ−ＦＩＭ）用の試験片を切り出した。表３は得られた試験片Ｎｏ．１〜２４のマトリクス組織、引張強度（ＴＳ）、一様伸び（ｕ−Ｅｌ）、鋼中のＣｕ粒子の構造を調査した結果を示している。ただし、一部試料については、延性の指標として全伸び値、絞り値を用いている。
【００４６】
表３から明らかなように、Ｆｅマトリクス中のＣｕ粒子が９Ｒ−Ｃｕとｂｃｃ−Ｃｕ、ｆｃｃ−Ｃｕのうちの1種又は２種の構造のＣｕ粒子を結晶粒内に含むものは、ｂｃｃ−Ｃｕ単独、ｆｃｃ−Ｃｕ単独やＮｂＣ，ＴｉＣ，ＭｏＣなどによる析出強化鋼に比べ、同一強度で比較してｕ−Ｅｌ値が上昇している。
【００４７】
例えば、Ｎｏ．１〜６は、フェライト・オーステナイト組織を基本とするものであるが、試料Ｎｏ．１とＮｏ．２を比較すると引張強度はほぼ同一であるにも関わらず、９Ｒ−Ｃｕとｆｃｃ−Ｃｕの両方を含むＮｏ．１の方が全伸びで４％大きくなっている。すなわちＮｏ．１の方が伸び特性に優れた高強度鋼になっている。Ｎｏ．３はＣｕを添加せずにＭｏの析出強化で高強度化したものであるが、Ｎｏ．１と比較して全伸び値が低くなっている。試料Ｎｏ．４〜Ｎｏ．６は圧延後の冷却速度を変化させたものである。フェライト中のＣｕ粒子の構造を適正に制御したＮｏ．４は、ｆｃｃ−Ｃｕ単相のＮｏ．５やＣｕ無添加鋼のＮｏ．６と比べて強度伸び特性が優れている。
【００４８】
Ｎｏ．７〜１２は、パーライト組織を基本とする場合である。フェライト中のＣｕ粒子をｂｃｃ−Ｃｕと９Ｒ−Ｃｕに適正に制御したＮｏ．７は、他に比べて強度が高いにも関わらず絞り値は上昇している。すなわち、延性が向上している。Ｎｏ．１０〜１２は圧延後の冷却速度を変化させたものであるが、フェライト中のＣｕ粒子をｂｃｃ−Ｃｕと９Ｒ−Ｃｕに適正に制御したＮｏ．１０は、ｆｃｃ単相からなるＮｏ．１１に比べ強度が高いにも関わらず絞り値は上昇している。
【００４９】
Ｎｏ．１３〜２２は、フェライト・パーライト組織を基本とするものである。Ｎｏ．１３とＮｏ．１４は圧延後の時効条件を、Ｎｏ．１５とＮｏ．１６は圧延後の６８０℃→４８０℃の冷却速度を、Ｎｏ．１７とＮｏ．１８は圧延後に室温まで冷却した後の時効条件を、Ｎｏ．２０と２１は圧延後の時効条件を変化させることでＣｕ粒子の構造を制御したものである。フェライト内にｂｃｃ−Ｃｕと９Ｒ−Ｃｕとｆｃｃ−Ｃｕの２つ以上の構造を含むように制御したＮｏ．１３，Ｎｏ．１５，Ｎｏ．１７，Ｎｏ．２０はそれぞれ比較鋼に比べ高強度であるにも関わらず、一様伸び値は同一かあるいは高くなっている。Ｎｏ．２２はＴｉＣ析出強化鋼を示しているが、同一強度で本発明鋼のＮｏ．２０と比較すると、本発明鋼の方が一様伸びで４％向上している。Ｎｏ．１９はＣｕを添加していない比較鋼であり、本発明鋼であるＮｏ．１５のほうが同じ引張強度にもかかわらず、高い一様伸びを有している。
【００５０】
Ｎｏ．２３〜Ｎｏ．３２は、フェライト・マルテンサイト組織を基本とするものである。Ｎｏ．２３とＮｏ．２４は圧延後の冷却速度を変えてＣｕ粒子の構造を変化させたものである。本発明鋼であるＮｏ．２３は、Ｎｏ．２４に比べ強度が高いにも関わらずの一様伸び値は高くなっており、優れた強度−延性特性を有していることがわかる。Ｎｏ．２５はＴｉＣが析出した比較鋼であり、本発明鋼であるＮｏ．２３の方が同一ｕ−Ｅｌ値にもかかわらず、高い引張強度を有している。Ｎｏ．２６は圧延後の６８０℃から４８０℃への冷却中に１％の軽圧下を加えたものであり、Ｃｕ粒子の成長が促進されているものの、９Ｒ−Ｃｕとｆｃｃ−Ｃｕに制御されているため良好な強度延性特性を示している例である。Ｎｏ．２８とＮｏ．２９は７５０℃で焼鈍した後の６８０℃→４８０℃の冷却速度を変化させてＣｕ粒子の構造を制御した例である。ｂｃｃ−Ｃｕと９Ｒ−Ｃｕとｆｃｃ−Ｃｕを含む本発明鋼Ｎｏ．２８がＮｏ．２９に比較して、強度、一様伸び値とも優れている。Ｎｏ．３０は（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｃ析出強化鋼の例であり、Ｃｕ粒子の構造を制御したＮｏ．２８に比べ一様伸び値で５％劣っている。Ｎｏ．３１とＮｏ．３２はＣｕ添加の効果をみたものである。Ｎｉ添加をしたＮｏ．３２に比べ、Ｃｕを添加し、かつＣｕ粒子の構造を適正に制御したＮｏ．３１は強度、一様伸び値とも優れている。
【００５１】
【表１】
【表２】
【表３】
【発明の効果】
本発明は、３００ＭＰａクラスの軟鋼から５０００ＭＰａクラスの超高強度鋼の広い強度レベルにわたって、従来の析出強化鋼に比較して良好な延性を有する高強度鋼を与えるものであり、さらにＣｕを利用していることで溶接性や疲労特性にも優れる。
【００５５】
本発明は、フェライト・オーステナイト組織、パーライト組織、フェライト・パーライト組織、フェライト・マルテンサイト組織を有する合金鋼について適用が可能であり、従って軽量化部材として自動車の外板や足廻り部材等の構造部材、造船・建築・海洋構造物・パイプライン等の構造部材や強度部材や耐震性を要求される部材、ケーブルワイヤやスチールコード等の高強度鋼線の高強度化に適用することが可能である。また合金単価の低いＣｕを利用することで安価に鋼板を製造する効果も有している。
Claims (6)
- 質量％で、
Ｃ ：０．３％以下、
Ｓｉ：３．０％以下、
Ｍｎ：３．０％以下、
Ｎｉ：０．５〜２５％、
Ｃｒ：１０％以下、
Ｃｕ：０．５〜５．０％
を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、フェライトとオーステナイトの２相組織からなる高強度鋼において、９Ｒ構造を有するＣｕ粒子を含み、さらに、ｂｃｃ構造を有するＣｕ粒子およびｆｃｃ構造を有するＣｕ粒子のいずれかまたは両方をフェライト粒内およびフェライト粒界に含有することを特徴とする延性に優れた高強度鋼。 - 質量％で、さらに
Ｔｉ：０．２０％以下、
Ｎｂ：０．２０％以下、
Ｂ ：０．０００３〜０．００５０％、
Ｎ ：０．０１％以下
のうち１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の延性に優れた高強度鋼。 - 質量％で、
Ｃ ：０．７〜０．９％、
Ｓｉ：３．０％以下、
Ｍｎ：３．０％以下、
Ｃｕ：０．５〜５．０％
を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、パーライトを主組織とする高強度鋼において、９Ｒ構造を有するＣｕ粒子を含み、さらに、ｂｃｃ構造を有するＣｕ粒子およびｆｃｃ構造を有するＣｕ粒子のいずれかまたは両方をパーライト組織中のフェライト粒内およびフェライト粒界に含有することを特徴とする延性に優れた高強度鋼。 - 質量％で、
Ｃ ：０．００５〜０．３０％以下、
Ｓｉ：３．０％以下、
Ｍｎ：３．０％以下、
Ｃｕ：０．５〜５．０％
を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、フェライトとマルテンサイトの２相組織からなる高強度鋼において、９Ｒ構造を有するＣｕ粒子を含み、さらに、ｂｃｃ構造を有するＣｕ粒子およびｆｃｃ構造を有するＣｕ粒子のいずれかまたは両方をフェライト粒内およびフェライト粒界に含有することを特徴とする延性に優れた高強度鋼。 - 質量％で、さらに、
Ｎｉ：０．５〜５．０％、
Ｔｉ：０．２０％以下、
Ａｌ：０．０４％以下、
Ｎ ：０．０１％以下
のうち１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項４に記載の延性に優れた高強度鋼。 - 質量％で、さらに、
Ｎｉ：０．５〜５．０％、
Ｃｒ：５．０％以下、
Ｔｉ：０．２０％以下,
Ａｌ：０．０４％以下、
Ｎ ：０．０１％以下
のうち１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項３に記載の延性に優れた高強度鋼。
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