JP7218533B2 - 鋼材およびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、鋼材およびその製造方法に関する。

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。

例えば、特許文献１には、熱延と冷延を行った鋼板に、Ａ_３点～（Ａ_３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。

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（Ａｃ_３点－５０℃）～Ａｃ_３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。

特開２００６－２０７０１８号公報 国際公開第２００９／０９９０７９号

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。

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。

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。

（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。

（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。

（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。

（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。

（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。

（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℃～Ａｃ_１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Ａｃ_３点～Ａｃ_３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。

（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。

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。

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。

（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。

（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。

（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。

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。

（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、Ａｃ_１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。

（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。

（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。

（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。

（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。

（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。

（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。

（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。

（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。

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。

（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。

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。

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。

Ｍｎ：０．２～７．０％
ＭｎはＡ_１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。

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。

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。

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。

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。

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。

Ｎｉ：０～１０．０％
ＮｉはＡ_１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。

Ｃｕ：０～３．０％
ＣｕはＡ_１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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

（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。

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。

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（Ｆｅ_３Ｃ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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

（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。

（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－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。

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。

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。

（Ｄ－２）焼戻し工程
上記の鋼素材に対して、５５０℃～Ａｃ_１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Ａｃ_１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－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。

＜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Ａｃ_３点～Ａｃ_３点＋１００℃の温度域まで加熱する。Ａｃ_３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、Ａｃ_３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。

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。

なお、本発明において、Ａｃ_３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Ａｃ_３点とする。また、Ａｃ_３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。

＜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。Ａｃ_３点～Ａｃ_３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。

＜冷却工程＞
冷却工程では、前記Ａｃ_３点～Ａｃ_３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。

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。

＜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。

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。

（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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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Ａｃ_３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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

具体的には、試験番号１９は、焼鈍工程の保持温度がＡｃ_３＋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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

Claims (6)

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、残部が１％以上であり、
   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、
   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。
2. 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、
   請求項１に記載の鋼材。
3. 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、
   請求項１または請求項２に記載の鋼材。
4. 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、
   請求項１から請求項３までのいずれかに記載の鋼材。
5. 請求項１から請求項４までのいずれかに記載の鋼材を製造する方法であって、
   請求項１から請求項４までのいずれかに記載の化学組成を有し、
   マルテンサイトの体積率が９５．０％以上であ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℃～Ａｃ_１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Ａｃ_３点～Ａｃ_３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. 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、
   請求項５に記載の鋼材の製造方法。