JP6638870B1 - 鋼部材およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
Description
本願は、2018年4月23日に、日本に出願された特願2018−082625号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
なお、熱間成形された鋼部材は、多くの場合、平板ではなく成形体であるが、本発明では、成形体である場合も含めて「鋼部材」という。また、鋼部材の熱処理前の素材となる鋼板を「素材鋼板」ともいう。
C:0.10〜0.60%、
Si:0.40〜3.00%、
Mn:0.30〜3.00%、
P:0.050%以下、
S:0.0500%以下、
N:0.010%以下、
Ti:0.0010〜0.1000%、
B:0.0005〜0.0100%、
Cr:0〜1.00%、
Ni:0〜2.0%、
Cu:0〜1.0%、
Mo:0〜1.0%、
V:0〜1.0%、
Ca:0〜0.010%、
Al:0〜1.00%、
Nb:0〜0.100%、
Sn:0〜1.00%、
W:0〜1.00%、
REM:0〜0.30%、
を含み、残部がFeおよび不純物であり、
金属組織が、体積分率で、マルテンサイトが60.0〜85.0%、ベイナイトが10.0〜30.0%、残留オーステナイトが5.0〜15.0%および残部組織が0〜4.0%であり、
前記残留オーステナイトの最大短径の長さが30nm以上であり、
円相当直径が0.1μm以上かつアスペクト比が2.5以下である炭化物の数密度が4.0×103個/mm2以下である。
[2]上記[1]に記載の鋼部材では、前記化学組成が、質量%で、
Cr:0.01〜1.00%、
Ni:0.01〜2.0%、
Cu:0.01〜1.0%、
Mo:0.01〜1.0%、
V:0.01〜1.0%、
Ca:0.001〜0.010%、
Al:0.01〜1.00%、
Nb:0.010〜0.100%、
Sn:0.01〜1.00%、
W:0.01〜1.00%、および
REM:0.001〜0.30%の1種以上を含有してもよい。
[3]上記[1]または[2]に記載の鋼部材では、下記式(1)で表されるひずみ誘起変態パラメータkの値が18.0未満であってもよい。
k=(logfγ0−logfγ(0.02))/0.02 ・・・ 式(1)
但し、上記式(1)中の各記号の意味は以下の通りである。
fγ0:真ひずみ付与前の鋼部材中に存在する残留オーステナイトの体積分率
fγ(0.02):鋼部材に対して0.02の真ひずみを付与し、除荷した後の鋼部材中に存在する残留オーステナイトの体積分率
[4]上記[1]〜[3]のいずれか一項に記載の鋼部材では、引張強度が1400MPa以上および全伸びが10.0%以上であってもよい。
[5]上記[1]〜[4]のいずれか一項に記載の鋼部材では、局部伸びが3.0%以上であってもよい。
[6]上記[1]〜[5]のいずれか一項に記載の鋼部材では、−80℃における衝撃値が25.0J/cm2以上であってもよい。
[7]上記[1]〜[6]のいずれか一項に記載の鋼部材では、JIS G 0555:2003で規定される鋼の清浄度の値が0.100%以下であってもよい。
[8]本発明の別の態様に係る鋼部材の製造方法は、上記[1]〜[7]の何れか1項に記載の鋼部材の製造方法であって、
化学組成が、質量%で、
C:0.10〜0.60%、
Si:0.40〜3.00%、
Mn:0.30〜3.00%、
P:0.050%以下、
S:0.0500%以下、
N:0.010%以下、
Ti:0.0010〜0.1000%、
B:0.0005〜0.0100%、
Cr:0〜1.00%、
Ni:0〜2.0%、
Cu:0〜1.0%、
Mo:0〜1.0%、
V:0〜1.0%、
Ca:0〜0.010%、
Al:0〜1.00%、
Nb:0〜0.100%、
Sn:0〜1.00%、
W:0〜1.00%、
REM:0〜0.30%、
を含み、残部がFeおよび不純物であり、かつ円相当直径が0.1μm以上かつアスペクト比が2.5以下である炭化物の数密度が8.0×103個/mm2以下であり、(Nb,Ti)Cの円相当直径の平均値が5.0μm以下である素材鋼板を、
Ac3点〜(Ac3点+200)℃の温度域まで平均昇温速度5〜300℃/sで加熱する加熱工程と、
前記加熱工程後、Ms点まで上部臨界冷却速度以上の第1平均冷却速度で冷却する第1冷却工程と、
前記第1冷却工程後、(Ms−30)〜(Ms−70)℃の温度域まで、5℃/s以上、150℃/s未満であって前記第1平均冷却速度よりも遅い第2平均冷却速度で冷却する第2冷却工程と、
前記第2冷却工程後、Ms〜(Ms+200)℃の温度域まで平均昇温速度5℃/s以上で加熱する再加熱工程と、
前記再加熱工程後、5℃/s以上の第3平均冷却速度で冷却する第3冷却工程と、を備える。
[9]上記[8]に記載の鋼部材の製造方法では、前記加熱工程と前記第1冷却工程との間に、前記Ac3点〜(Ac3点+200)℃の前記温度域にて5〜200秒間保持する保持工程を備えてもよい。
[10]上記[8]または[9]に記載の鋼部材の製造方法では、前記再加熱工程と前記第3冷却工程との間に、前記Ms〜(Ms+200)℃の前記温度域にて3〜60秒間保持する保持工程を備えてもよい。
[11]上記[8]〜[10]のいずれか一項に記載の鋼部材の製造方法では、前記加熱工程と前記第1冷却工程との間において、前記素材鋼板に熱間成形を施してもよい。
[12]上記[8]〜[10]のいずれか一項に記載の鋼部材の製造方法では、前記第1冷却工程において、前記第1冷却速度で冷却を行うと同時に、前記素材鋼板に熱間成形を施してもよい。
本実施形態に係る鋼部材の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。以下に記載する数値限定範囲には、下限値および上限値がその範囲に含まれる。「超」、「未満」と示す数値には、その値が数値範囲に含まれない。化学組成についての%は全て質量%を示す。
Cは、鋼の焼入れ性を高め、かつ焼入れ後の鋼部材の強度を向上させる元素である。しかし、C含有量が0.10%未満では、焼入れ後の鋼部材において十分な強度を確保することが困難となる。したがって、C含有量は0.10%以上とする。C含有量は、0.15%以上、または0.20%以上であることが好ましい。一方、C含有量が0.60%を超えると、焼入れ後の鋼部材の強度が高くなり過ぎて、靱性の劣化が著しくなる。したがって、C含有量は0.60%以下とする。C含有量は0.50%以下、または0.45%以下であることが好ましい。
Siは、鋼の焼入れ性を高め、かつ固溶強化により鋼部材の強度を向上させる元素である。さらに、Siは炭化物中にほとんど固溶しないため、熱間成形時に炭化物の析出を抑え、未変態オーステナイトへのC濃化を助長する。その結果、Ms点が著しく低下し、かつ固溶強化されたオーステナイトを多く残留させることができる。この効果を得るためには、Siを0.40%以上含有させる必要がある。なお、Si含有量が0.40%以上であると、残留炭化物は少なくなる傾向にある。後述するが、熱処理前の素材鋼板中に析出する炭化物が多いと、それらが熱処理時に溶け残り、十分な焼入れ性を確保できず、低強度なフェライトが析出し、鋼部材において強度が不足する場合がある。そのため、この意味でもSi含有量は0.40%以上とする。Si含有量は、0.50%以上、または0.60%以上であることが好ましい。
ただし、鋼中のSi含有量が3.00%を超えると、熱処理に際して、オーステナイト変態のために必要となる加熱温度が著しく高くなる。これにより、熱処理に要するコストの上昇を引き起こす場合および十分にオーステナイト化せずにフェライトが残留し、所望の金属組織および強度が得られない場合がある。したがって、Si含有量は3.00%以下とする。Si含有量は2.50%以下、または2.00%以下であることが好ましい。
Mnは、素材鋼板の焼入れ性を高め、かつ焼入れ後の強度を安定して確保するために、非常に効果のある元素である。さらに、Mnは、Ac3点を下げ、焼入れ処理温度の低温化を促進する元素である。しかし、Mn含有量が0.30%未満では上記効果が十分に得られない。そのため、Mn含有量は0.30%以上とする。Mn含有量は0.40%以上であることが好ましい。一方、Mn含有量が3.00%を超えると上記の効果は飽和し、さらに焼入れ部の靱性劣化を引き起こす。そのため、Mn含有量は3.00%以下とする。Mn含有量は2.80%以下であることが好ましく、2.50%以下であることがより好ましい。
Pは、焼入れ後の鋼部材の靱性を劣化させる元素である。特に、P含有量が0.050%を超えると、鋼部材の靱性が著しく劣化する。したがって、P含有量は0.050%以下に制限する。P含有量は、0.030%以下、0.020%以下、または0.005%以下に制限することが好ましい。Pは不純物として混入するが、その下限を特に制限する必要はなく、鋼部材の靭性を得るためには、Pの含有量は低い方が好ましい。ただし、P含有量を過剰に低減すると、製造コストが増加する。製造コストの観点からは、P含有量は0.001%以上としてもよい。
Sは、焼入れ後の鋼部材の靱性を劣化させる元素である。特に、S含有量が0.0500%を超えると、鋼部材の靱性が著しく劣化する。したがって、S含有量は0.0500%以下に制限する。S含有量は、0.0030%以下、0.0020%以下、または0.0015%以下に制限することが好ましい。Sは不純物として混入するが、その下限を特に制限する必要はなく、鋼部材の靭性を得るためには、Sの含有量は低い方が好ましい。ただし、S含有量を過剰に低減すると、製造コストが増加する。製造コストの観点からは、S含有量は0.0001%以上としてもよい。
Nは、焼入れ後の鋼部材の靱性を劣化させる元素である。特に、N含有量が0.010%を超えると、鋼中に粗大な窒化物が形成され、鋼部材の局部変形能および靱性が著しく劣化する。したがって、N含有量は0.010%以下とする。N含有量の下限は特に限定する必要はないが、N含有量を0.0002%未満とすることは製鋼コストの増大を引き起こすため、経済的に好ましくない。そのため、N含有量は0.0002%以上とすることが好ましく、0.0008%以上とすることがより好ましい。
Tiは、素材鋼板をAc3点以上の温度に加熱して熱処理を施す際に再結晶を抑制するとともに、微細な炭化物を形成して粒成長を抑制することで、オーステナイト粒を細粒にする作用を有する元素である。このため、Tiを含有させることによって、鋼部材の靱性が大きく向上する効果が得られる。また、Tiは、鋼中のNと優先的に結合することによってBNの析出によるBの消費を抑制し、後述するBによる焼入れ性向上の効果を促進する。Ti含有量が0.0010%未満では、上記の効果を十分に得られない。したがって、Ti含有量は0.0010%以上とする。Ti含有量は0.0100%以上、または0.0200%以上であることが好ましい。一方、Ti含有量が0.1000%を超えると、TiCの析出量が増加してCが消費されるため、焼入れ後の鋼部材の強度が低下する。したがって、Ti含有量は0.1000%以下とする。Ti含有量は0.0800%以下、または0.0600%以下であることが好ましい。
Bは、微量でも鋼の焼入れ性を劇的に高める作用を有するので、本実施形態において非常に重要な元素である。また、Bは粒界に偏析することで、粒界を強化して鋼部材の靱性を高める。さらに、Bは、素材鋼板の加熱時にオーステナイトの粒成長を抑制する。B含有量が0.0005%未満では、上記の効果を十分に得られない場合がある。したがって、B含有量は0.0005%以上とする。B含有量は0.0010%以上、0.0015%以上、または0.0020%以上であることが好ましい。一方、B含有量が0.0100%を超えると、粗大な化合物が多く析出し、鋼部材の靱性が劣化する。したがってB含有量は0.0100%以下とする。B含有量は0.0080%以下、または0.0060%以下であることが好ましい。
本実施形態に係る鋼部材には、残部のFeの一部に代えて、下記に示すCr、Ni、Cu、Mo、V、Ca、Al、Nb、Sn、WおよびREMから選択される1種以上の任意元素を含有させてもよい。ただし、下記に示す任意元素を含有させなくても本実施形態に係る鋼部材はその課題を解決することができるので、任意元素を含有させない場合の含有量の下限は0%である。
Crは、鋼の焼入れ性を高め、かつ焼入れ後の鋼部材の強度を安定して確保することを可能にする元素であるため、含有させてもよい。この効果を確実に得るためには、Cr含有量は0.01%以上であることが好ましく、0.05%以上であることがより好ましい。しかし、Cr含有量が1.00%を超えると上記の効果は飽和し、いたずらにコストの増加を引き起こす。また、Crは鉄炭化物を安定化させる作用を有するため、Cr含有量が1.00%を超えると素材鋼板の加熱時に粗大な鉄炭化物が溶け残り、鋼部材の靱性が劣化する。したがって、Crを含有させる場合のCr含有量は1.00%以下とする。Cr含有量は0.80%以下であることが好ましい。
Niは、鋼の焼入れ性を高め、かつ焼入れ後の鋼部材の強度を安定して確保することを可能にする元素であるため、含有させてもよい。この効果を確実に得るためには、Ni含有量は0.01%以上であることが好ましく、0.1%以上であることがより好ましい。しかし、Ni含有量が2.0%を超えると、上記の効果が飽和してコストの増加を引き起こす。したがって、Niを含有させる場合のNi含有量は2.0%以下とする。
Cuは、鋼の焼入れ性を高め、かつ焼入れ後の鋼部材の強度を安定して確保することを可能にする元素であるため、含有させてもよい。また、Cuは、腐食環境において鋼部材の耐食性を向上させる。これらの効果を確実に得るためには、Cu含有量は0.01%であることが好ましく、0.1%以上であることがより好ましい。しかし、Cu含有量が1.0%を超えると、上記の効果が飽和してコストの増加を引き起こす。したがって、Cuを含有させる場合のCu含有量は1.0%以下とする。
Moは、鋼の焼入れ性を高め、かつ焼入れ後の鋼部材の強度を安定して確保することを可能にする元素であるため、含有させてもよい。この効果を確実に得るためには、Mo含有量は0.01%以上であることが好ましく、0.1%以上であることがより好ましい。しかし、Mo含有量が1.0%を超えると、上記の効果が飽和してコストの増加を引き起こす。またMoは鉄炭化物を安定化させる作用を有するため、Mo含有量が1.00%を超えると素材鋼板の加熱時に粗大な鉄炭化物が溶け残り、鋼部材の靱性が劣化する。したがって、Moを含有させる場合のMo含有量は1.0%以下とする。
Vは、微細な炭化物を形成し、その細粒化効果により鋼部材の靱性を高めることを可能とする元素であるため、含有させてもよい。この効果を確実に得るためには、V含有量は0.01%以上であることが好ましく、0.1%以上であることがより好ましい。しかし、V含有量が1.0%を超えると、上記の効果が飽和してコストの増加を引き起こす。したがって、Vを含有させる場合のV含有量は1.0%以下とする。
Caは、鋼中の介在物を微細化し、焼入れ後の鋼部材の靱性および延性を向上させる効果を有する元素であるため、含有させてもよい。この効果を確実に得る場合は、Ca含有量は0.001%以上であることが好ましく、0.002%以上であることがより好ましい。しかし、Ca含有量が0.010%を超えると上記効果は飽和して、いたずらにコストの増加を引き起こす。したがって、Caを含有する場合のCa含有量は0.010%以下とする。Ca含有量は0.005%以下であることが好ましく、0.004%以下であることがより好ましい。
Alは、鋼の脱酸剤として一般的に用いられるため、含有させてもよい。Alによって十分に脱酸させるためには、Al含有量は0.01%以上であることが好ましい。しかし、Al含有量が1.00%を超えると、上記の効果が飽和してコストの増加を引き起こす。したがって、Alを含有させる場合のAl含有量は1.00%以下とする。
Nbは、微細な炭化物を形成し、その細粒化効果により鋼部材の靱性を高めることを可能とする元素であるため、含有させてもよい。この効果を確実に得るためには、Nb含有量は0.010%以上であることが好ましい。しかし、Nb含有量が0.100%を超えると、上記の効果が飽和してコストの増加を引き起こす。したがって、Nbを含有させる場合のNb含有量は0.100%以下とする。
Snは腐食環境において鋼部材の耐食性を向上させるため、含有させてもよい。この効果を確実に得るためには、Sn含有量は0.01%以上であることが好ましい。しかし、Sn含有量が1.00%を超えると粒界強度が低下し、鋼部材の靭性が劣化する。したがって、Snを含有させる場合のSn含有量は1.00%以下とする。
Wは鋼の焼入れ性を高め、かつ焼入れ後の鋼部材の強度を安定して確保することを可能にする元素であるため、含有させてもよい。また、Wは、腐食環境において鋼部材の耐食性を向上させる。これらの効果を確実に得るためには、W含有量は0.01%以上であることが好ましい。しかし、W含有量が1.00%を超えると、上記の効果が飽和してコストの増加を引き起こす。したがって、Wを含有させる場合のW含有量は1.00%以下とする。
REMは、Caと同様に鋼中の介在物を微細化し、焼入れ後の鋼部材の靱性および延性を向上させる効果を有する元素であるため、含有させてもよい。この効果を確実に得る場合は、REM含有量を0.001%以上とすることが好ましく、0.002%以上とすることがより好ましい。しかし、REM含有量が0.30%を超えるとその効果は飽和して、いたずらにコストの増加を引き起こす。したがって、REMを含有させる場合のREM含有量は0.30%以下とする。REM含有量は0.20%以下であることが好ましい。
本実施形態に係る鋼部材は、体積分率で、マルテンサイトが60.0〜85.0%、ベイナイトが10.0〜30.0%、残留オーステナイトが5.0〜15.0%および残部組織が0〜4.0%である金属組織を有する。
また、残留オーステナイトの最大短径の長さは30nm以上である。
マルテンサイトは硬質な相であり、鋼部材の高強度化を図る上で必要な組織である。マルテンサイトの体積分率が60.0%未満では、鋼部材の引張強度を十分に確保できない。そのため、マルテンサイトの体積分率は60.0%以上とする。好ましくは、65.0%以上である。一方、マルテンサイトの体積分率が85.0%を超えると、後述するベイナイトや残留オーステナイト等の他の組織を十分に確保できない。したがって、マルテンサイトの体積分率は、85.0%以下とする。好ましくは、80.0%以下である。
ベイナイトは、残留オーステナイトよりも高硬度で、マルテンサイトよりも低硬度な組織である。ベイナイトが存在することで残留オーステナイトとマルテンサイトとの間の硬度のギャップを緩和し、応力印加時に残留オーステナイトとマルテンサイトとの境界でのき裂の発生を予防し、鋼部材の靭性および延性を向上させる。ベイナイトの体積分率が10.0%未満では上記の効果が得られないため、ベイナイトの体積分率は10.0%以上とする。ベイナイトの好ましい体積分率は15.0%以上である。また、ベイナイトの体積分率が30.0%を超えると鋼部材の強度が低下するため、ベイナイトの体積分率は30.0%以下とする。ベイナイトの好ましい体積分率は25.0%以下であり、より好ましくは20.0%以下である。
残留オーステナイトは、塑性変形時にマルテンサイト変態(加工誘起変態)することによって、くびれを防止して加工硬化を助長し、延性を向上させる効果(TRIP効果)がある。さらに、残留オーステナイトの変態によってき裂先端の応力集中が緩和され、鋼部材の延性だけでなく靱性も向上させる効果がある。特に、残留オーステイトの体積分率が5.0%未満であると、鋼部材の延性が顕著に低下し、鋼部材の破断リスクが高まり、衝突安全性が低下する。したがって、残留オーステナイトの体積分率は5.0%以上とする。好ましくは6.0%以上であり、さらに好ましくは7.0%以上である。一方、残留オーステナイトの体積分率が過剰であると強度が低下してしまう場合があるため、残留オーステナイトの体積分率は15.0%以下とする。好ましくは、12.0%以下、または10.0%以下である。
本実施形態に係る鋼部材中には、残部組織として、フェライトおよびパーライトが混在する場合もある。本実施形態では、マルテンサイト、ベイナイト及び残留オーステナイトの合計の体積分率を96.0%以上とする必要がある。すなわち、本実施形態では、マルテンサイト、ベイナイト及び残留オーステナイト以外の残部組織が、体積分率で、4.0%以下に制限される。残部組織は0%でもよいため、残部組織の体積分率は0〜4.0%とする。
本実施形態では、残留オーステナイトの最大短径を30nm以上とする。最大短径が30nm未満の残留オーステナイトは、変形において安定でない、つまり塑性変形初期の低ひずみ領域にてマルテンサイト変態してしまうため、鋼部材の延性および衝突安全性の向上へ十分に寄与できない。したがって、残留オーステナイトの最大短径は30nm以上とする。なお残留オーステナイトの最大短径の上限は特に限定されないが、変形において過度に安定であるとTRIP効果が十分に発現されないことから、600nm以下、100nm以下、または60nm以下としてもよい。
残留オーステナイトの体積分率は、X線回折法を用いて測定する。まず、鋼部材の端部から100mm離れた位置から試験片を採取する。鋼部材の形状により端部から100mm離れた位置から試験片を採取できない場合は、端部を避けた均熱部位から試験片を採取すればよい。鋼部材の端部は熱処理が十分に行われず、本実施形態に係る鋼部材の金属組織を有しない場合があるためである。
フッ化水素酸と過酸化水素水とを用いて、試験片の表面から板厚1/4の深さまで化学研磨する。測定条件は、Co管球を用い、2θで45°から105°の範囲とする。鋼部材に含まれる面心立方格子(残留オーステナイト)の回折X線強度を測定し、その回折曲線の面積比から残留オーステナイトの体積分率を算出する。これにより、残留オーステナイトの体積分率を得る。X線回折法によれば、鋼部材中の残留オーステナイトの体積分率を高精度で測定可能である。
残部組織の体積分率は、鋼部材の端部から100mm離れた位置の断面から測定試料を切り出し、残部組織の観察用の測定試料とする。鋼部材の形状により端部から100mm離れた位置から測定試料を採取できない場合は、端部を避けた均熱部位から測定試料を採取すればよい。また、光学顕微鏡または走査型電子顕微鏡による観察範囲は面積で40000μm2以上、倍率は500〜1000倍、観察位置は板厚1/4部とする。切り出した測定試料を機械研磨し、続いて鏡面仕上げする。次いで、ナイタール腐食液(硝酸とエチルまたはメチルアルコールとの混合液)によりエッチングを行ってフェライト及びパーライトを現出させ、これを顕微鏡観察することで、フェライトまたはパーライトの存在を確認する。フェライトとセメンタントとが交互に層状に並んだ組織をパーライトと判別し、セメンタイトが粒状に析出した組織をベイナイトと判別する。観察されたフェライトおよびパーライトの面積分率の合計を求め、その値をそのまま体積分率に変換することで、残部組織の体積分率を得る。
マルテンサイトおよびベイナイトの体積分率と、残留オーステナイト体積分率と、残部組織の体積分率との合計が95.0%未満である場合、または105.0%超である場合は、再度、体積分率の測定を行う。
本実施形態に係る鋼部材の金属組織におけるマルテンサイトは、旧オーステナイト粒内にパケットが複数存在し、それぞれのパケットの内部に、平行な帯状組織であるブロックが存在し、更にそれぞれのブロックに、ほぼ同じ結晶方位のマルテンサイトの結晶であるラスの集合が存在している。TEMによってラスを確認し、ラス同士の境界近傍において制限視野回折パターン測定を行ってラス同士の境界近傍の電子線回折パターンを確認し、面心立方格子の電子線回折パターンを検出した場合に、ラス間に残留オーステナイトが存在すると判別する。ラスは体心立方格子であり、残留オーステナイトは面心立方格子であるため、電子線回折によって容易に判別できる。
まず、鋼部材の端部から100mm離れた位置(当該位置から試験片を採取できない場合は、端部を避けた均熱部位)かつ板厚1/4深さの位置から薄膜試料を採取する。この薄膜試料について、透過型電子顕微鏡にて50000倍に拡大し、ランダムに10視野の観察(1視野は1.0μm×0.8μm)を行い、電子線回折パターンを用いて残留オーステナイトを同定する。各視野において同定した残留オーステナイトのうち、「最大となる残留オーステナイト」の短径を測定し、10視野の内、大きい順から3つの「短径」を選択し、それらの平均値を算出することで「残留オーステナイトの最大短径」を得る。ここで、「最大となる残留オーステナイト」は、各視野において同定した残留オーステナイト結晶粒の断面積を測定し、当該断面積を有する円の円相当直径を求め、最大の円相当直径を示す残留オーステナイトと定義する。また、残留オーステナイトの「短径」は、各視野において同定した残留オーステナイトの結晶粒に対し、結晶粒の輪郭に接して結晶粒を挟む二本の平行線を想定したとき、平行線の間隔が最短距離になるように平行線を描いた場合の平行線の最短間隔(最小フェレ径)と定義する。
円相当直径が0.1μm以上かつアスペクト比が2.5以下である炭化物:4.0×103個/mm2以下
素材鋼板に熱処理を行う場合、素材鋼板中に一般に存在する炭化物が再固溶することにより十分な焼入れ性を確保することができる。しかしながら、素材鋼板中に粗大な炭化物が存在し、この炭化物が十分に再固溶されない場合は、十分な焼入れ性を確保できず、低強度であるフェライトが析出する。したがって、素材鋼板中の粗大な炭化物が少ないほど、焼入れ性が向上し、熱処理後の鋼部材において高強度を得ることができる。
素材鋼板中に粗大な炭化物が多く存在すると、焼入れ性が低下するだけでなく、鋼部材においても炭化物が多く残留する(残留炭化物)。この残留炭化物は旧γ粒界に多く堆積するため、旧γ粒界を脆化させる。さらに、残留炭化物の量が過剰であると、変形時に残留炭化物がボイド起点となり、連結が容易となるため、鋼部材の延性、特に局部伸びが低下し、結果的に衝突安全性が劣化する。
また、0.1μm未満の炭化物については、延性、特に局部伸びに大きな影響を及ぼさないため、本実施形態では、個数制限の対象となる炭化物のサイズを0.1μm以上とした。
鋼部材の端部から100mm離れた位置(当該位置から試験片を採取できない場合は、端部を避けた均熱部位)または素材鋼板の板幅1/4部から試験片を切り出す。その試験片の観察面を鏡面加工した後、ピクラール液を使って腐食し、走査型電子顕微鏡で10000倍に拡大し、板厚1/4部にてランダムに10視野(1視野は10μm×8μm)の観察を行う。このときに、円相当直径が0.1μm以上かつアスペクト比が2.5以下である炭化物の個数を全て数え、全視野面積に対する数密度を算出することで、円相当直径が0.1μm以上かつアスペクト比が2.5以下である炭化物の数密度を得る。
本実施形態に係る鋼部材は、残留オーステナイトの加工誘起変態を利用したTRIP効果によって高い延性を得ることができる。しかしながら、低いひずみで残留オーステナイトが変態してしまうと、TRIP効果による高延性化は期待できない。すなわち、さらなる高延性化のためには、残留オーステナイトの量やサイズだけでなく、その性質を制御することが好ましい。
但し、上記式(1)中の各記号の意味は以下の通りである。
fγ0:真ひずみ付与前の鋼部材中に存在する残留オーステナイトの体積分率
fγ(0.02):鋼部材に対して0.02の真ひずみを付与し、除加した後の鋼部材中に存在する残留オーステナイトの体積分率
なお、上記式(1)中のlogは、底が10である対数、すなわち常用対数である。
なお、残留オーステナイトにひずみが付与された際に変態しやすいかどうかを支配するのは、残留オーステナイト中の固溶C量であると考えられ、本実施形態に係る鋼部材におけるMn含有量の範囲では、残留オーステナイトの体積分率と残留オーステナイト中の固溶C量との間には正の相関関係がある。そして、例えば残留オーステナイト中の固溶C量が0.8%程度であると上記kの値は15程度となり優れた延性を示すが、残留オーステナイト中の固溶C量が0.2%程度であると上記kの値は53程度となるため低ひずみで残留オーステナイトが全て変態してしまい、延性が低下し、結果的に衝突安全性が悪化する。
Mn偏析度α:1.6以下
鋼部材の板厚断面中心部(板厚1/2部)では、中心偏析が起きることでMnが濃化する。板厚中心部にMnが濃化すると、MnSが介在物として板厚中心部に集中し、硬質なマルテンサイトができやすくなるため、周囲との硬さに差が生じ、鋼部材の靱性が劣化する場合がある。特に、下記式(2)で表されるMn偏析度αの値が1.6を超えると、鋼部材の靱性が劣化する場合がある。したがって、鋼部材の靱性をより改善するために、鋼部材のMn偏析度αの値を1.6以下としてもよい。靱性をより一層改善するために、Mn偏析度αの値を1.2以下としてもよい。下限は特に規定する必要は無いが、下限は1.0としてもよい。
鋼部材の端部から100mm離れた位置(当該位置から試験片を採取できない場合は、端部を避けた均熱部位)または素材鋼板の板幅1/2部から、観察面が圧延方向と平行かつ板厚方向と平行となるように試料を切り出す。電子プローブマイクロアナライザ(EPMA)を用いて試料の板厚1/2部において圧延方向にランダムに10ヶ所のライン分析(1μm)を行い、分析結果からMn濃度が高い順に3つの測定値を選択し、その平均値を算出することで板厚1/2部での最大Mn濃度を求めることができる。また、板厚1/4部での平均Mn濃度も同じくEPMAを用いて、試料の板厚1/4部において10ヶ所の分析を行い、その平均値を算出することで板厚1/4部での平均Mn濃度を求めることができる。
清浄度:0.100%以下
鋼部材中にJIS G 0555:2003に記載のA系介在物、B系介在物およびC系介在物が多く存在すると、鋼部材の靱性が劣化する場合がある。これらの介在物の量が増加すると、亀裂伝播が容易に起こるためである。特に、1400MPa以上の引張強度を有するような鋼部材の場合、これらの介在物の存在割合を低く抑えることが好ましい。JIS G 0555:2003で規定される鋼の清浄度の値が0.100%を超えると、介在物の量が多いため、実用上十分な靱性を確保することが困難となる場合がある。そのため、鋼部材の清浄度の値は0.100%以下とすることが好ましい。鋼部材の靱性をより一層改善するためには、清浄度の値を0.060%以下とすることがより好ましい。なお、鋼の清浄度の値は、上記のA系介在物、B系介在物およびC系介在物の占める面積百分率を算出したものである。
本実施形態に係る鋼部材は、上述した化学組成を有し、かつ円相当直径が0.1μm以上かつアスペクト比が2.5以下である炭化物の数密度が8.0×103個/mm2以下であり、(Nb,Ti)Cの円相当直径の平均値が5.0μm以下である素材鋼板に対し、後述する熱処理を施すことで製造することができる。
鋼部材の延性の低下を抑制すべく、鋼部材における粗大な炭化物の析出を低減することは上記の通りだが、熱処理前の素材鋼板においても、粗大な炭化物は少ない方が好ましい。そのため、本実施形態では、素材鋼板中に存在する円相当直径が0.1μm以上かつアスペクト比が2.5以下である炭化物の数密度は8.0×103個/mm2以下とする。素材鋼板の炭化物の数密度は、素材鋼板の幅方向端部から1/4部から試験片を切り出し、鋼部材と同様の方法により測定すればよい。
特に、素材鋼板中に存在する(Nb,Ti)Cの円相当直径の平均値が5.0μmを超えると、熱処理後の鋼部材の延性が悪化する。そのため、素材鋼板中に存在する(Nb,Ti)Cの円相当直径の平均値は5.0μm以下とする。
なお、(Nb,Ti)Cの円相当直径の平均値を求める方法は次の通りである。素材鋼板の板幅1/4部から、断面を切り出し、その試料の観察面を鏡面研磨した後、走査型電子顕微鏡で3000倍に拡大し、ランダムに10視野(1視野は40μm×30μm)の観察を行う。観察された全ての(Nb,Ti)Cについて、各(Nb,Ti)Cの面積を算出し、この面積と同じ面積を持つ円の直径を各(Nb,Ti)Cの円相当直径とする。それらの円相当直径の平均値を算出することで、(Nb,Ti)Cの円相当直径の平均値を得る。
(H)素材鋼板の製造方法
本実施形態に係る鋼部材の熱処理前の鋼板である、素材鋼板の製造条件について特に制限はない。しかし、以下に示す製造方法を用いることにより、上述のように炭化物の析出形態が制御された素材鋼板を製造することができる。以下の製造方法では、例えば、連続鋳造、熱間圧延、酸洗、冷間圧延および焼鈍処理を行う。
具体的には、電磁攪拌、未凝固層圧下等の処理を施すことで、完全凝固前のMnが濃化した溶鋼を排出させることができる。
一方、溶鋼過熱温度を、液相線温度から5℃以上高い温度とし、かつ単位時間当たりの溶鋼鋳込み量を6t/min以下として鋳造することにより、介在物がスラブ内に持ち込まれにくくなる。その結果、スラブを作製する段階での介在物の量を効果的に減少させることができ、0.100%以下という素材鋼板の清浄度を容易に達成できるようになる。
粗大な(Nb,Ti)Cを溶解させるためにスラブを1200℃以上で加熱し、熱間圧延に供する。また、炭化物をより均一に生成させる観点から、熱間圧延開始温度を1000〜1300℃とし、熱間圧延完了温度を950℃以上とすることが好ましい。
なお、焼鈍時の平均冷却速度とは、焼鈍保持の終了時から550℃までの鋼板の温度降下幅を、焼鈍保持の終了時から550℃までの所要時間で除した値とする。
次に、鋼部材の製造方法について説明する。
上記の素材鋼板に対して、図1に示すような温度履歴を経る熱処理を施すことによって、体積分率で、マルテンサイトが60.0〜85.0%、ベイナイトが10.0〜30.0%および残留オーステナイトが5.0〜15.0%であり前記残留オーステナイトの最大短径の長さが30nm以上であり、円相当直径が0.1μm以上かつアスペクト比が2.5以下である炭化物の数密度が4.0×103個/mm2以下である金属組織を有し、高い強度を有するとともに延性に優れる鋼部材を得ることが可能となる。
また、第1平均冷却速度は、冷却開始時(加熱炉から取り出した時)からMs点までの鋼板の温度降下幅を、冷却開始時からMs点まで冷却した時の所要時間で除した値とする。第2平均冷却速度は、Ms点から冷却終了時までの鋼板の温度降下幅を、Ms点から冷却終了時までの時間で除した値とする。第3平均冷却速度は、第2冷却工程後に再加熱工程を行った後の冷却開始時(加熱炉から取り出した時)から冷却終了時までの鋼板の温度降下幅を、冷却開始時から冷却終了時までの所要時間で除した値とする。
5〜300℃/sの平均昇温速度で、Ac3点〜(Ac3点+200)℃の温度域まで上記の素材鋼板を加熱する(加熱工程)。この加熱工程によって、素材鋼板の組織をオーステナイト単相にする。なお、平均昇温速度が上記範囲内であれば、室温の素材鋼板を加熱しても、上記焼鈍後の冷却により550℃以下まで冷却された素材鋼板を加熱してもよい。
加熱工程において平均昇温速度が5℃/s未満の場合、または加熱工程における到達温度が(Ac3点+200)℃超の場合、γ粒が粗大化し、熱処理後の鋼部材の強度が劣化するおそれがある。また、後述する第1冷却工程および第2冷却工程においてオーステナイトが十分に残留せず、鋼部材の延性および靭性が劣化する場合がある。一方、加熱工程において平均昇温速度が300℃/sを超える場合、炭化物の溶解が十分に進まず焼入れ性が低下し、後述する第1冷却工程および第2冷却工程においてフェライトおよびパーライトが析出し、鋼部材の強度が劣化する。なお、到達温度がAc3点未満である場合、加熱工程後の素材鋼板の金属組織に、フェライトが残留し、オーステナイト単相とすることができず、熱処理後の鋼部材の強度が劣化する場合がある。
本実施形態では、上記の条件を満たした加熱工程を実施することによって、鋼部材の強度、延性および靭性の劣化を防止できる。
上記加熱工程を経た素材鋼板を、拡散変態が起きないように、言い換えると、フェライトやパーライトが析出しないように、Ac3点〜(Ac3点+200)℃の温度域からMs点(マルテンサイト変態開始点)まで上部臨界冷却速度以上の第1平均冷却速度で冷却する(第1冷却工程)。
上部臨界冷却速度とは、金属組織にフェライトやパーライトを析出させず、オーステナイトを過冷してマルテンサイトを生成させる最小の冷却速度のことである。上部臨界冷却速度未満で冷却するとフェライトが生成し、鋼部材の強度が不足する。また、上部臨界冷却速度未満で冷却すると、パーライトが生成し、炭素が炭化物として析出してしまうため、後工程の第2冷却工程および再加熱工程において未変態オーステナイト中へ炭素を濃化させることができず、鋼部材の延性および靭性が不足する。
上述の化学成分を有する素材鋼板から、幅30mm、長さ200mmの試験片を切り出す。この試験片を窒素雰囲気中で1000℃まで10℃/秒の昇温速度で加熱し、その温度にて5分間保持したのち、種々の冷却速度で室温まで冷却する。冷却速度の設定は、1℃/秒から100℃/秒まで、10℃/秒の間隔で設定する。加熱中、冷却中の試験片の熱膨張変化を測定することにより、Ac3点およびMs点を測定する。
また、上部臨界冷却速度は、上記の種々の冷却速度で冷却したそれぞれの試験片のうち、フェライト相の析出が起きなかった最低の冷却速度を、上部臨界冷却速度とする。
第1冷却工程(上部臨界冷却速度以上の第1平均冷却速度でMs点まで冷却)後、(Ms−30)〜(Ms−70℃)の温度域まで5℃/s以上、150℃/s未満であって第1平均冷却速度よりも遅い第2平均冷却速度で冷却する(第2冷却工程)。
第2平均冷却速度が150℃/s以上の場合、未変態オーステナイトへ炭素が拡散する時間が十分でなく、マルテンサイトが次々と隣り合って生成する。その結果、マルテンサイト間の残留オーステナイトの幅が小さくなり(残留オーステナイトの最大短径が30nm未満となり)、またその量が十分でないため鋼部材の延性および靭性が不足する。
冷却停止温度が(Ms−30)℃超の場合、微量のマルテンサイトしか生成しないため、マルテンサイトから未変態オーステナイトへ濃化するC量が不足する。その結果、後工程である再加熱工程においても同様に、マルテンサイトから未変態オーステナイトへ濃化するC量が不足するため、安定な残留オーステナイトを確保できず、後述する第3冷却過程において再びマルテンサイトが生成するため、鋼部材の延性および靭性が不足する。
第2冷却工程(第2平均冷却速度で(Ms−30)〜(Ms−70)℃の温度域まで冷却)後、Ms〜(Ms+200)℃の温度域まで5℃/s以上の平均昇温速度で再加熱し(再加熱工程)、その後5℃/s以上の第3平均冷却速度で冷却する(第3冷却工程)。
再加熱工程において、Ms〜(Ms+200)℃の温度域までの平均昇温速度が5℃/s未満の場合、未変態オーステナイト中に炭素が過度に濃化し、Ms〜(Ms+200)℃の温度域におけるベイナイト生成を抑制し、ベイナイトの体積分率が少なくなるため、鋼部材の延性および靭性が不足する。
具体的には、Ac3点〜(Ac3点+200)℃の温度域に加熱した後において、オーステナイト変態を進めて炭化物を溶解させることによって鋼の焼入れ性を高める観点から、素材鋼板をAc3点〜(Ac3点+200)℃の温度域で5s以上保持することが好ましい。また、上記保持時間は、生産性の観点からは、200s以下とすることが好ましい。
具体的には、Ms〜(Ms+200)℃の温度域に再加熱した後、炭素を拡散させ残留オーステナイトの安定度を高める観点から、鋼板をMs〜(Ms+200)℃の温度域に3s以上保持することが好ましい。また、この保持時間は、生産性の観点から60s以下とすることが好ましい。
また、熱間成形を第1冷却工程と同時に行ってもよい。熱間成形を第1冷却工程と同時行う、つまり、上部臨界冷却速度以上の冷却速度で冷却する第1冷却工程を施すと同時に素材鋼板に熱間成形を施してもよい。この場合、熱間で成形を施すことになるので、素材鋼板が軟質な状態であることから、寸法精度の高い鋼部材を得ることが可能となり好ましい。
表1Aおよび表1Bに示す化学成分を有する鋼を試験転炉で溶製し、連続鋳造試験機にて連続鋳造を実施し、幅1000mm、厚さ250mmのスラブを作製した。この際、素材鋼板の清浄度を制御すべく、溶鋼の過熱温度および単位時間当たりの溶鋼鋳込み量の調整を行った。
また、表4Aおよび表4B中に示すAc3点、Ms点および上部臨界冷却速度は、以下の実験によって求めた。
円相当直径が0.1μm以上の炭化物の数密度を求めるに際しては、素材鋼板の板幅1/4部から試料を切り出し、その観察面を鏡面加工した後、ピクラール液を使って腐食し、走査型電子顕微鏡で10000倍に拡大し、ランダムに10視野(1視野は10μm×8μm)、板厚1/4部の観察を行った。このときに、円相当直径が0.1μm以上かつアスペクト比が2.5以下である炭化物の個数を全て数え、全視野面積に対する数密度を算出することで、円相当直径が0.1μm以上かつアスペクト比が2.5以下である炭化物の数密度を得た。
(Nb,Ti)Cの円相当直径の平均値を求めるに際しては、素材鋼板の板幅1/4部から試料を切り出し、その観察面を鏡面加工した後、走査型電子顕微鏡で3000倍に拡大し、10視野(1視野は40μm×30μm)、板厚1/4部の観察を行った。観察された全ての(Nb,Ti)Cの面積を算出し、この面積と同じ面積を持つ円の直径を各(Nb,Ti)Cの円相当直径とし、それらの平均値を算出することで、(Nb,Ti)Cの円相当直径の平均値を得た。
Mn偏析度の測定は以下の手順により行った。素材鋼板の板幅1/2部から、観察面が圧延方向と平行となるように試料を切り出し、電子プローブマイクロアナライザ(EPMA)を用いて鋼板の板厚1/2部において圧延方向かつ板厚方向と平行に10ヶ所のライン分析(1μm)を行った。分析結果から高い順に3つの測定値を選択した後、その平均値を算出し、板厚中心部での最大Mn濃度を求めた。また、素材鋼板の表面から板厚の1/4深さ位置(板厚1/4部)において、同様にEPMAを用いて10ヶ所の分析を行い、その平均値を算出し、表面から板厚の1/4深さ位置での平均Mn濃度を求めた。そして、上記の板厚中心部での最大Mn濃度を、表面から板厚の1/4深さ位置での平均Mn濃度で割ることによって、Mn偏析度α([板厚1/2部での最大Mn濃度(質量%)]/[板厚1/4部での平均Mn濃度(質量%)])を求めた。
清浄度は、素材鋼板の板幅1/4部から試料を切り出し、観察面の板厚1/4部を光学顕微鏡で400倍に拡大し10視野(1視野は200μm×200μm)の観察を行った。そしてJIS G 0555:2003の附属書1に記載の点算法によって、A系介在物、B系介在物およびC系介在物の面積百分率を点算法により算出した。複数視野における清浄度の値が最も大きい(清浄性が最も低い)数値を、その素材鋼板の清浄度の値とした。
各鋼種のAc3点および上部臨界冷却速度は、次の方法にて測定した。
得られた素材鋼板から、幅30mm、長さ200mmの短冊試験片を切り出し、この試験片を窒素雰囲気中で1000℃まで10℃/秒の昇温速度で加熱し、その温度に5分間保持したのち、種々の冷却速度で室温まで冷却した。冷却速度の設定は、1℃/秒から100℃/秒まで、10℃/秒の間隔で設定した。そのときの加熱、冷却中の試験片の熱膨張変化を測定することにより、Ac3点、Ms点を測定した。
上部臨界冷却速度は、上記の冷却速度で冷却したそれぞれの試験片のうち、フェライト相の析出が起きなかった最低の冷却速度を、上部臨界冷却速度とした。
上記の各素材鋼板から、厚さ:1.4mm、幅:30mm、および長さ:200mmのサンプルを採取した。なおサンプルの長手方向が圧延方向と平行になるように採取した。
次に、採取したサンプルを(Ac3点+50)℃の温度域まで平均昇温速度10℃/sで加熱し120秒保持した後、Ms点まで上部臨界冷却速度以上の第1平均冷却速度で冷却し、その後(Ms−50)℃まで、第1平均冷却速度よりも遅い平均冷却速度(10℃/s)で冷却し、その後(Ms+75)℃まで平均昇温速度10℃/sで加熱し、その後平均冷却速度8℃/sで冷却する熱処理を施すことで、鋼部材を得た。
その後、得られた鋼部材の均熱部位から試験片を切り出し、引張試験、シャルピー衝撃試験、X線回折、光学顕微鏡観察、透過型電子顕微鏡観察を以下の方法で行い、機械特性および金属組織を評価した。評価結果を表2Aおよび表2Bに示す。
引張試験は、ASTM規格E8―69の規定に準拠して、インストロン社製引張試験機で実施した。上記鋼部材のサンプルを1.2mm厚まで研削した後、ASTM規格E8−69に規定のハーフサイズ板状試験片(平行部長さ:32mm、平行部板幅:6.25mm)を採取した。なお、本実施例の熱処理で用いた通電加熱装置冷却装置では、長さ200mm程度のサンプルから得られる均熱部位は限られるため、ASTM規格E8−69のハーフサイズ板状試験片を採用することとした。
そして、各試験片にひずみゲージ(共和電業製KFGS−5、ゲージ長:5mm)を貼付け、3mm/minのひずみ速度で室温引張試験を行い、最大強度(引張強度)を測定した。また、引張試験の平行部には予め25mmの罫書きを入れておき、破断サンプルをつき合わせ伸び率(全伸び)を測定した。そして、全伸びから最大強度時の塑性ひずみ(均一伸び)を差し引くことで、局部伸びを得た。
本実施例では、引張強度が1400MPa以上の場合、強度に優れるとして合格と判定し、1400MPa未満の場合、強度に劣るとして不合格と判定した。
また、全伸びが10.0%以上の場合、延性に優れるとして合格と判定し、全伸びが10.0%未満の場合、延性に劣るとして不合格と判定した。
更に、引張強度と全伸びとの積(引張強度TS×全伸びEL)を求め、TS×ELが14000MPa・%以上の場合を強度−延性バランスに優れると判定し、14000MPa・%未満の場合を強度−延性バランスに劣ると判定した。また、TS×ELが16000MPa・%以上の場合、強度−延性バランスにより優れると評価し、18000MPa・%以上の場合、強度−延性バランスにより一層優れると評価した。
シャルピー衝撃試験はJIS Z 2242:2005の規定に準拠して実施した。上記鋼部材を厚さが1.2mmとなるまで研削し、長さ55mm、幅10mmの試験片を切り出し、これを3枚積層しVノッチを入れた試験片を作製した。なお、Vノッチは、角度45°、深さ2mmおよびノッチ底半径0.25mmとした。試験温度−80℃におけるシャルピー衝撃試験を行い、衝撃値を求めた。なお、本実施例においては、25.0J/cm2以上の衝撃値を有する場合を靱性に優れると評価した。
X線回折では、まず、上記鋼部材の均熱部位から試験片を採取し、フッ化水素酸と過酸化水素水とを用いて表面から板厚1/4部の深さまで化学研磨した。化学研磨後の試験片について、Co管球を用いて、2θで45°から105°の範囲で測定を行うことで、面心立方格子(残留オーステナイト)の回折X線強度を測定した。得られた回折曲線の面積比から残留オーステナイトの体積分率を算出することで、残留オーステナイトの体積分率(fγ0)を得た。
上記鋼部材のサンプルを上記引張試験片と同様の形状に加工し、一定塑性ひずみ(真歪み:ε=0.02)を付与し、除加した引張試験片から上記X線回折用試験片を作製し、上述のX線回折と同様の方法により残留オーステナイトの体積分率(fγ(0.02))を求めた。これらより下記(i)式で示されるひずみ誘起変態パラメータkを計算し、TRIP効果による高延性化の指標とした。kが大きいほど低ひずみで残留オーステナイトが変態するため、高ひずみにおける括れ防止、つまりTRIP効果による高延性化は期待できない。
但し、上記式中の各記号の意味は以下のとおりである。
fγ0:真ひずみ付与前の鋼部材中に存在する残留オーステナイトの体積分率
fγ(0.02):鋼部材に対して0.02の真ひずみを付与し、除加した後の鋼部材中に存在する残留オーステナイトの体積分率
上記鋼部材の均熱部位から断面を切り出し、断面を鏡面加工した後、ピクラール液を使って腐食し、走査型電子顕微鏡で板厚1/4部を10000倍に拡大し、10視野(1視野は10μm×8μm)の観察を行った。このときに、円相当直径が0.1μm以上かつアスペクト比が2.5以下である炭化物の個数を全て数えて、全視野面積に対する個数(数密度)を算出することで、円相当直径が0.1μm以上かつアスペクト比が2.5以下である炭化物の数密度を得た。
上記鋼部材の均熱部位かつ板厚1/4深さの位置から、薄膜加工により薄膜試料を採取した。次に、透過型電子顕微鏡を用いて50000倍に拡大し、ランダムに10視野の観察(1視野は1.0μm×0.8μm)を行った。このとき、電子線回折パターンを用いて残留オーステナイトを同定した。各視野において「最大となる残留オーステナイト」の短径を測定し、10視野の内、大きい順から3つの「短径」を選択し、それらの平均値を算出することで鋼部材の「残留オーステナイトの最大短径」を得た。ここで、「最大となる残留オーステナイト」は、各視野において同定した残留オーステナイト結晶粒の断面積を測定し、当該断面積を有する円の円相当直径を求め、最大の円相当直径を示す残留オーステナイトとした。また、残留オーステナイトの「短径」は、各視野において同定した残留オーステナイトの結晶粒に対し、結晶粒の輪郭に接して結晶粒を挟む二本の平行線を想定したとき、平行線の間隔が最短距離になるように平行線を描いた場合の平行線の最短間隔(最小フェレ径)とした。
マルテンサイトおよびベイナイトの組織分率(体積分率)、並びに、残留オーステナイトの存在位置の測定方法は以下の通りとした。
マルテンサイトおよびベイナイトのそれぞれの体積分率は、TEMに付属する電子線回折装置によって測定した。鋼部材の均熱部位かつ板厚1/4深さの位置から測定試料を切り出し、TEM観察用の薄膜試料とした。また、TEM観察の範囲は面積で400μm2の範囲とし、倍率は50000倍とした。マルテンサイトおよびベイナイト中の鉄炭化物(Fe3C)を、薄片膜試料に照射した電子線の回折パターンにより見出し、その析出形態を観察することで、マルテンサイトとベイナイトとを判別し、マルテンサイトの面積分率およびベイナイトの面積分率を測定した。鉄炭化物の析出形態が3方向析出ならマルテンサイトと判断し、1方向の限定析出ならベイナイトと判断した。TEMの電子線回折によって測定されるマルテンサイトおよびベイナイトの分率は面積分率として測定されるが、本実施例の鋼部材は、金属組織が等方性であるため、面積分率の値をそのまま体積分率に置き換えた。なお、マルテンサイトとベイナイトとの判別のために鉄炭化物を観察したが、鉄炭化物は金属組織の体積分率に含めなかった。
鋼部材の均熱部位から測定試料を切り出し、残部組織の観察用の測定試料とした。走査型電子顕微鏡による観察範囲は面積で40000μm2、倍率は1000倍、測定位置は板厚1/4部とした。切り出した測定試料を機械研磨し、続いて鏡面仕上げした。次いで、ナイタール腐食液(硝酸とエチルまたはメチルアルコールとの混合液)によりエッチングを行ってフェライト及びパーライトを現出させ、これを顕微鏡観察することで、フェライトまたはパーライトの存在を確認した。フェライトとセメンタントとが交互に層状に並んだ組織をパーライトと判別し、セメンタイトが粒状に析出したものをベイナイトと判別した。観察されたフェライトおよびパーライトの面積分率の合計を求め、その値をそのまま体積分率に変換することで、残部組織の体積分率を得た。
また、TEMによってベイニティックフェライトの結晶粒組織を確認し、ベイニティックフェライト結晶粒の粒界近傍において制限視野回折パターン測定を行って、ベイニティックフェライト結晶粒の粒界近傍の電子線回折パターンを確認した。面心立方格子の電子線回折パターンを検出した場合に、ベイニティックフェライト間に残留オーステナイトが存在すると判別した。
更に、旧オーステナイト粒界近傍において制限視野回折パターン測定を行って旧オーステナイト粒界近傍の電子線回折パターンを確認した。面心立方格子の電子線回折パターンを検出した場合に、旧オーステナイト粒界に残留オーステナイトが存在すると判別した。
なお、表2Aの発明例B1〜B28は全て、Mn偏析度が1.6以下、清浄度が0.100%以下と良好であった。また、発明例B1〜B28では、残留オーステナイトが、マルテンサイトのラス間、ベイナイトのベイニティックフェライト間及び旧オーステナイト粒界に存在していた。
表1Aに示す鋼種のうち、鋼No.A26およびA27の化学組成を有するスラブの鋳造時に、過熱温度、鋳造速度(鋳込量)、スラブ冷却速度を変化させて、スラブのMn偏析度、清浄度を変化させた。その後、スラブに、上記と同様の熱間圧延、酸洗、冷間圧延を施した後、実施例1と同じ条件にて熱処理を施して、鋼部材を製造した。
得られた鋼部材C1〜C10の評価結果を表3に示す。各特性の評価方法は実施例1と同様に実施した。
一方、Mn偏析度がやや大きい発明例C2は、同じ鋼から製造された発明例C1、C3およびC5と比較して衝撃値および局部伸びがやや低くなっている。Mn偏析度がやや大きい発明例C7は、同じ鋼から製造された発明例C6、C8およびC10と比較して衝撃値および局部伸びがやや低くなっている。清浄度がやや高い発明例C4は、同じ鋼から製造された発明例C1、C3およびC5と比較して衝撃値および局部伸びがやや低くなっている。清浄度がやや高い発明例C9は、同じ鋼から製造されたC6、C8およびC10と比較して衝撃値および局部伸びがやや低くなっている。
なお、発明例C1〜C10では、残留オーステナイトが、マルテンサイトのラス間、ベイナイトのベイニティックフェライト間、及び旧オーステナイト粒界に存在していた。
表1Aに示す鋼種のうち、鋼No.A26およびA27の化学組成を有する素材鋼板に、表4Aおよび表4Bに示す熱処理を施して、鋼部材を製造した。
得られた鋼部材の金属組織および機械特性の評価結果を表5Aおよび表5Bに示す。
表4A〜表5Bを見ると、本発明範囲を満足する発明例D1〜D28は、金属組織および機械特性ともに良好な結果であるが、本発明範囲を満足していない比較例d1〜d34は、金属組織および機械特性の少なくとも1つを満足しない結果となった。
なお、発明例D1〜D28は全て、Mn偏析度が1.6以下、清浄度が0.100%以下と良好であった。また、発明例D1〜D28では、残留オーステナイトが、マルテンサイトのラス間、ベイナイトのベイニティックフェライト間、及び旧オーステナイト粒界に存在していた。
Claims (12)
- 化学組成が、質量%で、
C:0.10〜0.60%、
Si:0.40〜3.00%、
Mn:0.30〜3.00%、
P:0.050%以下、
S:0.0500%以下、
N:0.010%以下、
Ti:0.0010〜0.1000%、
B:0.0005〜0.0100%、
Cr:0〜1.00%、
Ni:0〜2.0%、
Cu:0〜1.0%、
Mo:0〜1.0%、
V:0〜1.0%、
Ca:0〜0.010%、
Al:0〜1.00%、
Nb:0〜0.100%、
Sn:0〜1.00%、
W:0〜1.00%、
REM:0〜0.30%、
を含み、残部がFeおよび不純物であり、
金属組織が、体積分率で、マルテンサイトが60.0〜85.0%、ベイナイトが10.0〜30.0%、残留オーステナイトが5.0〜15.0%および残部組織が0〜4.0%であり、
前記残留オーステナイトの最大短径の長さが30nm以上であり、
円相当直径が0.1μm以上かつアスペクト比が2.5以下である炭化物の数密度が4.0×103個/mm2以下である
ことを特徴とする鋼部材。 - 前記化学組成が、質量%で、
Cr:0.01〜1.00%、
Ni:0.01〜2.0%、
Cu:0.01〜1.0%、
Mo:0.01〜1.0%、
V:0.01〜1.0%、
Ca:0.001〜0.010%、
Al:0.01〜1.00%、
Nb:0.010〜0.100%、
Sn:0.01〜1.00%、
W:0.01〜1.00%、および
REM:0.001〜0.30%の1種以上を含有する
ことを特徴とする請求項1に記載の鋼部材。 - 下記式(1)で表されるひずみ誘起変態パラメータkの値が18.0未満であることを特徴とする請求項1または2に記載の鋼部材。
k=(logfγ0−logfγ(0.02))/0.02 ・・・ 式(1)
但し、上記式(1)中の各記号の意味は以下の通りである。
fγ0:真ひずみ付与前の鋼部材中に存在する残留オーステナイトの体積分率
fγ(0.02):鋼部材に対して0.02の真ひずみを付与し、除荷した後の鋼部材中に存在する残留オーステナイトの体積分率 - 引張強度が1400MPa以上および全伸びが10.0%以上であることを特徴とする請求項1〜3の何れか一項に記載の鋼部材。
- 局部伸びが3.0%以上であることを特徴とする請求項1〜4の何れか1項に記載の鋼部材。
- −80℃における衝撃値が25.0J/cm2以上であることを特徴とする請求項1〜5の何れか一項に記載の鋼部材。
- JIS G 0555:2003で規定される鋼の清浄度の値が0.100%以下であることを特徴とする請求項1〜6のいずれか1項に記載の鋼部材。
- 請求項1〜7の何れか1項に記載の鋼部材の製造方法であって、
化学組成が、質量%で、
C:0.10〜0.60%、
Si:0.40〜3.00%、
Mn:0.30〜3.00%、
P:0.050%以下、
S:0.0500%以下、
N:0.010%以下、
Ti:0.0010〜0.1000%、
B:0.0005〜0.0100%、
Cr:0〜1.00%、
Ni:0〜2.0%、
Cu:0〜1.0%、
Mo:0〜1.0%、
V:0〜1.0%、
Ca:0〜0.010%、
Al:0〜1.00%、
Nb:0〜0.100%、
Sn:0〜1.00%、
W:0〜1.00%、
REM:0〜0.30%、
を含み、残部がFeおよび不純物であり、かつ円相当直径が0.1μm以上かつアスペクト比が2.5以下である炭化物の数密度が8.0×103個/mm2以下であり、(Nb,Ti)Cの円相当直径の平均値が5.0μm以下である素材鋼板を、
Ac3点〜(Ac3点+200)℃の温度域まで平均昇温速度5〜300℃/sで加熱する加熱工程と、
前記加熱工程後、Ms点まで上部臨界冷却速度以上の第1平均冷却速度で冷却する第1冷却工程と、
前記第1冷却工程後、(Ms−30)〜(Ms−70)℃の温度域まで、5℃/s以上、150℃/s未満であって前記第1平均冷却速度よりも遅い第2平均冷却速度で冷却する第2冷却工程と、
前記第2冷却工程後、Ms〜(Ms+200)℃の温度域まで平均昇温速度5℃/s以上で加熱する再加熱工程と、
前記再加熱工程後、5℃/s以上の第3平均冷却速度で冷却する第3冷却工程と、
を備えることを特徴とする鋼部材の製造方法。 - 前記加熱工程と前記第1冷却工程との間に、前記Ac3点〜(Ac3点+200)℃の前記温度域にて5〜200秒間保持する保持工程を備えること特徴とする請求項8に記載の鋼部材の製造方法。
- 前記再加熱工程と前記第3冷却工程との間に、前記Ms〜(Ms+200)℃の前記温度域にて3〜60秒間保持する保持工程を備えること特徴とする請求項8または9に記載の鋼部材の製造方法。
- 前記加熱工程と前記第1冷却工程との間において、前記素材鋼板に熱間成形を施すことを特徴とする請求項8〜10の何れか1項に記載の鋼部材の製造方法。
- 前記第1冷却工程において、前記第1冷却速度で冷却を行うと同時に、前記素材鋼板に熱間成形を施すことを特徴とする請求項8〜10の何れか1項に記載に鋼部材の製造方法。
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