発明の名称 良好な強度、延性、靱性を有するＦｅ−Ｃｕ合金鋼 発行国 日本国特許庁（ＪＰ） 公報種別 公開特許公報（Ａ） 公開番号 特開平９−２４１７９３ 公開日 平成９年（１９９７）９月１６日 出願番号 特願平８−７９４２１ 出願日 平成８年（１９９６）３月８日 代理人 【弁理士】 【氏名又は名称】吉島 寧 （外１名） 発明者 丸山 直紀 / 杉山 昌章 要約 目的 構成 特許請求の範囲 【請求項１】 良好な強度、延性、靱性を有するＦｅ−Ｃｕ合金鋼において、Ｃ：０．２ｗｔ％以下、Ｓｉ：３．０ｗｔ％以下、Ｍｎ：３．０ｗｔ％以下およびＣｕ：０．５〜５．０ｗｔ％を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ粒径（直径）が１〜１５ｎｍのｂｃｃ構造を有するＣｕが析出分率２０〜８０％で分散したマルテンサイト組織あるいはベイナイト組織あるいはフェライト組織あるいはこれらのうちの２種または３種の混合組織からなる、良好な強度、延性、靱性を有することを特徴とするＦｅ−Ｃｕ合金鋼。 【請求項２】 Ｎｉ：０．５〜５．０ｗｔ％、Ｃｒ：３．０ｗｔ％以下、Ｔｉ：０．１０ｗｔ％以下、Ｎｂ：０．１５ｗｔ％以下、Ｖ：０．１５ｗｔ％以下の内の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記載のＦｅ−Ｃｕ合金鋼。 発明の詳細な説明 【０００１】 【発明の属する技術分野】本発明は、体心立方（ｂｃｃ）構造を有するＣｕ析出相を鋼板中に分布せしめることを特徴とした、従来鋼より良好な強度−延性、強度−靱性の両方を達成するＦｅ−Ｃｕ合金鋼に関するものであり、フェライト組織からなる降伏強度１０ｋｇｆ／ｍｍ2 程度の軟鋼から主としてマルテンサイト組織からなる１２０ｋｇｆ／ｍｍ2程度の高張力鋼まで幅広い強度の材料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が要求されており、その解決手段として鋼板の高強度化が不可欠となっていた。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。 【０００３】上述した（１）の方法による強化は、その組織がフェライト、ベイナイト、マルテンサイト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それに反比例して延性や靱性が悪化してしまう。さらにＭｏ，Ｎｉ等の元素を多量に添加すると、炭素当量が増加して溶接性が劣化するという問題点も生じる。 【０００４】一方、（２）の方法によるに強化は、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）に代表されるように強度と延性、あるいは下部ベイナイト鋼のように強度と靱性を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、低強度から高強度鋼板に至るあらゆる強度レベルでの強度−延性、強度−靱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現有する鋼板に比べさらに良好な強度−延性、強度−靱性特性を有する鋼板を開発することが望まれていた。 【０００５】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、かつ析出するＣｕの構造を適正に制御することによって、鋼板の組織の如何にかかわらず従来の析出強化により高強度化した鋼板よりも、優れた強度−延性、強度−靱性の両方を達成できることを見いだした。 【０００６】Ｃｕを添加する鋼板としてと、特開昭６１−２８８０１５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−高靱性かあるいは高強度−高延性を達成できるとしている。 【０００７】しかしながら、本発明が示すようにｆｃｃ構造のε−Ｃｕでは、従来の析出強化法の範疇を超えた強度−靱性、強度−延性の両方を達成することはできない。また「Journal of Nuclear Materials」(vol.148、1987、p.107）には、フェライト中に体心立方（以下、ｂｃｃ）構造のＣｕを析出させることで高い硬度が得られると記載されている。しかしながら、靱性や延性、あるいは強度−延性、強度−靱性特性に関する記載はなく、またマルテンサイトやベイナイトなどの他の組織を有する鋼についての記載はない。 【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延性、靱性の劣化を抑えて、高強度を達成することができる鋼材とその製造方法を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。 【００１０】すなわち、本発明の第１の特徴は、Ｃ：０．２ｗｔ％以下、Ｓｉ：３．０ｗｔ％以下、Ｍｎ：３．０ｗｔ％以下およびＣｕ：０．５〜５．０ｗｔ％を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ粒径（直径）が１〜１５ｎｍのｂｃｃ構造を有するＣｕが析出分率２０〜８０％で分散したマルテンサイト組織あるいはベイナイト組織あるいはフェライト組織あるいはこれらのうちの２種または３種の混合組織からなる、良好な強度、延性、靱性を有することを特徴とするＦｅ−Ｃｕ合金鋼である。 【００１１】本発明の第２の特徴は、前記のＦｅ−Ｃｕ合金鋼にＮｉ：０．５〜５．０ｗｔ％、Ｃｒ：３．０ｗｔ％以下、Ｔｉ：０．１０ｗｔ％以下、Ｎｂ：０．１５ｗｔ％以下、Ｖ：０．１５ｗｔ％以下の内の１種または２種以上を含有することを特徴とするものである。 【００１２】なお、ここで強度とは引張強度を意味し、良好な強度−延性、強度−靱性とは、炭化物による析出強化鋼やＣｕ析出相の構造を適正に制御していない従来鋼よりも、高強度化した際の延性、靱性の低下が少ないことを意味する。具体的にはＴｉＣ、ＮｂＣ、ＶＣ等の炭化物、ＴｉＮ、ＮｂＮ、ＶＮ、ＡｌＮ等の窒化物、酸化物、ε−Ｃｕによる析出強化法に比較して、同一引張強度で比較した時に一様伸びで２％以上増加し、Ｖノッチシャルピー試験時の衝撃吸収エネルギーｖＥ0 が３０Ｊ以上増加しているものを指す。また、ｂｃｃ構造とは体心立方構造のことを意味している。 【００１３】ここでｂｃｃ構造を有するＣｕの析出分率は以下の（１）から（４）の過程により求めるものとする。 （１）アトムプローブ電界イオン顕微鏡（ＡＰ−ＦＩＭ）でマトリックス中にＣｕが析出していることを確認する。 （２）マトリックス中の析出物がε−Ｃｕあるいは９Ｒ−Ｃｕでないことを透過型電子顕微鏡で確認する。 （３）集束した電子線プローブを用いたＸ線分析法（エネルギー分散型Ｘ線分光法）によりマトリックスの組成分析を行う。 （４）下式に分析値を代入する。 ｂｃｃ−Ｃｕの析出分率＝（マトリックス中のＣｕの分析値／添加Ｃｕ量）×１００（％） この他に、ｂｃｃ−Ｃｕとε−Ｃｕを判別する手法として、広域Ｘ線吸収端微細構造（ＥＸＡＦＳ）を用いる方法も実施可能である。 【００１４】 【発明の実施の形態】本発明鋼では、低強度鋼から高強度鋼まですべての鋼種について、高強度化による延性、靱性の劣化を抑えかつ高強度を達成することができる。その方法は、Ｆｅマトリックス中に直径１〜１５ｎｍの体心立方（ｂｃｃ）構造のＣｕ粒子（以下、ｂｃｃ−Ｃｕ）を整合析出物として微細に分散させることがポイントである。 【００１５】発明者らは、種々の析出相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、Ｆｅにｂｃｃ−Ｃｕを分散させた時に、従来の析出強化法で特徴的であった伸び値の低下と衝撃時の吸収エネルギーの減少が軽減されることを見いだした。この原因を解析した結果、鋼板にひずみを加えるかあるいは衝撃を加えた時にｂｃｃ−Ｃｕが９Ｒ構造のＣｕ粒子にマルテンサイト変態し、この際に析出物近傍から転位が一部解放されると同時にエネルギーの吸収が起こり、その結果、延性、靱性の劣化が他の析出強化鋼より少なくなっていることを見いだした。 【００１６】ちなみにＮｂ（Ｃ，Ｎ）、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）等の炭窒化物やｆｃｃ構造のε−Ｃｕではひずみ付加あるいは衝撃付加で析出相のマルテンサイト変態が起きないために上記のような効果は期待できない。更にｂｃｃ−Ｃｕによる析出強化法は、母相の組織に依存せず良好な強度−延性、強度−靱性特性を与えることも明らかにした。すなわち、フェライト、ベイナイト、マルテンサイトあるいはこれらの混合組織の如何にかかわらず、ｂｃｃ−Ｃｕ以外の析出強化と比較して、同レベルの強度を得る場合、延性、靱性の劣化は少なくて済む。 【００１７】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。 Ｃ：Ｃは組織をフェライト、ベイナイト、マルテンサイト、あるいはその混合組織に制御するのに必須の元素である。ただし、０．２ｗｔ％を超えるとセメンタイトが多量に析出し、Ｃｕ析出物による延性、靱性に対する期待効果がほとんどなくなるためにその上限を０．２ｗｔ％に限定した。 【００１８】Ｓｉ：Ｓｉは組織をフェライト、ベイナイト、マルテンサイト、あるいはその混合組織に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、３．０ｗｔ％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３．０ｗｔ％以下の範囲に制限した。 Ｍｎ：ＭｎはＳｉと同じくＡｒ3 変態点を低下させることで組織をフェライト、ベイナイト、マルテンサイト、あるいはその混合組織に制御するのに必須の元素である。しかしながら３．０％を超えるとコスト高になるので、Ｍｎ含有量を３．０ｗｔ％以下の範囲に制限した。 【００１９】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、０．５ｗｔ％未満であるとｂｃｃ−Ｃｕとしての効果が発現せず、また５．０ｗｔ％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０．５〜５．０ｗｔ％の範囲に制限した。ただし、ＮｉをＣｕと等量だけ添加するとＣｕの熱間脆性が軽減されるので、ＣｕとＮｉを複合添加する場合は５．０ｗｔ％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。 【００２０】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組織をフェライト、ベイナイト、マルテンサイト、あるいはその混合組織に制御するのに用いられる元素である。しかしながら３．０％を超えるとコスト高になるので、Ｃｒ含有量を３．０ｗｔ％以下の範囲に制限した。 Ｎｉ：ＮｉはＣｕ添加に起因する熱間脆性を抑制する効果がある。しかしながら、０．５ｗｔ％未満であるとその効果が発現せず、また５．０ｗｔ％を超えるとコスト高になる。従って、その適正添加範囲を０．５〜５．０ｗｔ％に限定した。 【００２１】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０．１０ｗｔ％を超えるとＣｕの添加効果が失われるため、単独添加、複合添加いずれの場合もＴｉ含有量の範囲を、０．１０ｗｔ％以下とした。 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０．１５ｗｔ％を超えるとＣｕの添加効果が失われるため、単独添加、複合添加いずれの場合もＮｂ含有量の範囲を０．１５ｗｔ％以下とした。 Ｖ：Ｖ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Ｖの添加量が０．１５ｗｔ％を超えるとＣｕの添加効果が失われるため、単独添加、複合添加いずれの場合もＶ含有量の範囲を、０．１５ｗｔ％以下とした。 【００２２】次にｂｃｃ−Ｃｕの粒径と析出分率の限定理由について説明する。ｂｃｃ−Ｃｕの粒径が１ｎｍ未満だと強度上昇が期待できない。また１５ｎｍを超えるとε−Ｃｕあるいは９Ｒ構造のＣｕに相変態してしまい延性、靱性は急激に低下する。従ってｂｃｃ−Ｃｕの粒径を１ｎｍから１５ｎｍの範囲に制限した。ただし、理想的には１〜８ｎｍ程度に大きさを制御することが延性向上の点から好ましい。ｂｃｃ−Ｃｕの析出分率が８０％を超えるとε−Ｃｕあるいは９Ｒ構造のＣｕが存在する確率も高くなり、靱性、延性の低下を引き起こす。また２０％未満だとＣｕの効果はあまり見られない。従って、ｂｃｃ−Ｃｕの析出分率は２０〜８０％の範囲に限定した。 【００２３】なお、ｂｃｃ−Ｃｕ析出物の制御方法として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１０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却した後、２５０℃以上かつ４５０℃以下で２０分以上の時効処理を施したものをさらに４８０℃以上かつ６００℃以下で１０〜１２０分の時効処理を施す。 【００２４】(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、０．５〜８℃／ｓｅｃの冷却速度で室温まで冷却する。 【００２５】(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、１０℃以上の冷却速度で冷却した後、４８０℃〜６００℃で１０〜１２０分間の時効処理を施す。 【００２６】(4) 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、１０℃以上の冷却速度で冷却し、室温で１％以上の予歪みを加えた後、４８０℃〜６００℃で１０〜１２０分間の時効処理を施す。これらの熱処理はいずれも、ｆｃｃ構造のε−Ｃｕや９Ｒ構造のＣｕに成長あるいは変態しないようにすることがポイントである。 【００２７】(1)〜(4)の方法の中でＦｅ中にｂｃｃ−Ｃｕを微細に分散させる手法としては(1) の２段時効法が好ましい。すなわちｂｃｃ−Ｃｕの核形成が起こる温度域で時効し、ｂｃｃ−Ｃｕの核を微細に分散させた後、それより高温で時効してｂｃｃ−Ｃｕを成長させる。 【００２８】 【実施例】次にこの発明を実施例により更に詳細に説明する。表１に示す成分に調整した鋼材Ａ〜Ｊ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、シャルピー衝撃試験用の試験片、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．１〜１６の引張強度（ＴＳ）、全伸び（Ｔ−Ｅｌ）、０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギー値（ｖＥ0） 、Ｆｅマトリクス中のＣｕの主な析出形態および全Ｃｕ添加量に対するｂｃｃ−Ｃｕの析出分率を調査した結果を示している。 【００２９】表３から明らかなように、Ｆｅマトリクス中のＣｕの主な析出形態がｂｃｃ−Ｃｕでかつその析出分率が２０〜８０％の範囲にあるものは、ε−ＣｕやＮｂＣ、ＴｉＣ、ＶＣなどによる析出強化鋼に比べ、同一強度で比較してＴ−Ｅｌ値、ｖＥ0 値が上昇している。例えば、試料Ｎｏ．１とＮｏ．２を比較すると引張強度は７２０ＭＰａで同一であるにも関わらず、ｂｃｃ−Ｃｕを適正に分布させたＮｏ．１の方がＴ−Ｅｌで３．５％、ｖＥ0 で３８Ｊで大きくなっている。すなわちＮｏ．１の方が強度−靱性および強度−延性両方が優れている。 【００３０】Ｎｏ．６とＮｏ．７は冷却速度を変え、Ｃｕの析出形態を変えたものである。Ｎｏ．６の方が比較鋼Ｎｏ．７よりＴ−Ｅｌで３．９％、ｖＥ0 で３１Ｊ大きくなっている。Ｎｏ．８とＮｏ．９はマルテンサイトとフェライトの２相組織鋼、Ｎｏ．１０とＮｏ．１１はフェライト組織鋼においてＣｕの析出形態を変えたものである。上と同様にｂｃｃ−Ｃｕを適正に分散させたＮｏ．８とＮｏ．１０の方が、強度−靱性あるいは強度−延性両方が優れている。 【００３１】Ｎｏ．１３はＶＣによる析出強化鋼、Ｎｏ．１６はＮｂＣ、ＴｉＣによる析出強化鋼である。それぞれ、ｂｃｃ−Ｃｕ分散強化鋼であるＮｏ．１２、Ｎｏ．１４と比べると、本発明鋼であるＮｏ．１２とＮｏ．１４の方が同一引張強度で比較して、Ｔ−Ｅｌ、ｖＥ0 共に大きい。Ｎｏ．１５は２回目の時効処理の温度が６００℃を超えてε−Ｃｕが析出したために、強度−靱性、強度−延性両方が低下した例である。 【００３２】 【表１】 【００３３】 【表２】 【００３４】 【表３Ａ】 【００３５】 【表３Ｂ】 【００３６】 【発明の効果】本発明の合金鋼は、従来の析出強化鋼に比較して良好な強度−延性、強度−靱性両方を有しており、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。本発明は、フェライト組織、マルテンサイト組織、ベイナイト組織、およびこれらの混合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、鋼管等の構造部材や強度部材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。