JP2019094568A - 銅リッチナノクラスター強化超高強度フェライト鋼およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】銅リッチナノクラスターによって強化された超高強度フェライト鋼およびその製造方法の提供。【解決手段】重量百分率で０〜０．２％のＣ、０．５〜５％のＣｕ、０．０１〜４％のＮｉ、０．０１〜４％のＭｎ、０．００１〜２％のＡｌ、０〜１２％のＣｒ、０〜３％のＭｏ、０〜３％のＷ、０．０５％以上のＭｏ＋Ｗ、０〜０．５％のＶ、０〜０．５％のＴｉ、０〜０．５％のＮｂ、０．０１％以上のＶ＋Ｔｉ＋Ｎｂ、０〜１％のＳｉ、０．０００５〜０．０５％のＢ、０．０４％以下のＰ、０．０４％以下のＳ、０．０４％以下のＮ、０．０５％以下のＯを含み、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、溶融後の鋳造、鍛造、圧延、および時効処理によって得られたフェライト鋼。【選択図】図１

Description

本発明は、超高強度フェライト鋼およびそれを製造する方法に関し、より具体的には、銅リッチナノクラスター強化超高強度フェライト鋼およびそれを製造する方法に関する。

資源や環境へのストレスが増加するのに伴い、鉄鋼産業はますます環境保全や省エネルギーに注目している。鉄鋼産業にとって持続可能な開発を成し遂げる重要な方法は、エネルギーおよび資源を節約することができ、且つさまざまな技術分野での構造的および機能的要件を満たす優れた性能をもつ超高強度鋼を開発することである。

低温焼戻マルテンサイトまたはベイナイトによって強化された低合金鋼、高温焼戻合金カーバイド析出物、二次硬化超高強度鋼、または金属間化合物析出強化マルエージング鋼などの従来の超高強度鋼は、超高強度の要件をある程度は満たす。しかし、高炭素、高合金であるという特徴や相転移に要する急冷条件に起因して、従来の超高強度鋼には、乏しい溶接性、乏しい可塑性および靱性、高コストという問題があり、材料の大きさが制限される。

ナノテクノロジーの発展とともに、ナノ析出強化機構を利用して、超高強度鋼の総合的な性能を向上することが、新しい超高強度鋼を開発する重要な方法になってきている。特に、従来のマルテンサイトマトリックスと比較して、ナノ析出強化機構を利用してフェライト系構造に基づく新しい超高強度鋼を開発することにより、技術に対する著しい恩恵とコスト削減がもたらされる。最近、Ｃｕナノクラスター析出強化鋼に関する予備的な研究が研究者によって行われた。Ｃｕは面心立方構造をもつ元素である。その溶解度は体心立方構造をもつフェライトマトリックスにおいて非常に低い。適切な熱処理の後、Ｃｕはフェライトマトリックスから析出されてＣｕナノクラスター析出物を形成し、析出強化効果を発揮して鋼の強度を上げうる。またその研究により、作製されたナノクラスターの大きさが小さく、体積分率が高く、粒子間空隙が小さく、分布が一様である場合、析出強化効果は高いことが示された。しかし、既存のＣｕ析出強化鋼中のＣｕ粒子の大部分は、大きさが５０ｎｍを超える。析出量はわずかしかなく、析出物間の空隙は大きく、粒子分布は一様ではない。したがって、Ｃｕ粒子の強化効果は限られる。得られるＣｕ析出強化鋼の強度は１０００ＭＰａ未満である。例えば、特許番号ＣＮ１０１３２８５６１ＡはナノＣｕ析出強化クロムフェライトステンレスを開示し、そこにおいて、析出Ｃｕ粒子の大きさは５０〜２００ｎｍである。Ｃｕ相析出強化効果から作製された強化フェライト鋼の降伏強度は３００ＭＰａ以上であり、引張強さは４５０ＭＰａ以上であり、展伸度は２５％以上である。

本発明は合金元素の種類および含有量ならびに熱処理プロセスを合理的に調節して、Ｃｕナノクラスターの核形成および成長活動を最適化する。さらに、ナノクラスターの大きさ、体積分率、および分布は、高数密度で、一様に分布し、および大きさが微細な銅リッチナノクラスターを形成するように最適化される。したがって、銅リッチナノクラスターの強化効果は最大に高められる。結晶粒微細化強化、固溶体強化、および転位強化などのさまざまな強化方法が一緒に組み合わされて複合強化を達成し、低炭素、低コスト、および総合的性能が優れるという特徴をもつ銅リッチナノクラスター強化超高強度フェライト鋼を製造する。

本発明の目的は、銅リッチナノクラスター強化超高強度フェライト鋼を提供することであり、その鋼では、高数密度で、一様に分布し、および大きさが微細な銅リッチナノクラスター強化が支配的である。一方では、細粒化、固溶体強化、および転位強化などのさまざまな強化方法が組み合わされて複合強化が達成され、高強度および高靱性、優れた溶接性能、ならびに良好な耐食性をもつ新規の低価格超高強度フェライト鋼を製造する。

本発明の他の目的は、上記銅リッチナノクラスター強化超高強度フェライト鋼を製造する方法を提供する。

１つの態様では、本発明は、銅リッチナノクラスター強化超高強度フェライト鋼であって、以下の重量百分率の化学成分：０〜０．２％のＣ、０．５〜５％のＣｕ、０．０１〜４％のＮｉ、０．０１〜４％のＭｎ、０．００１〜２％のＡｌ、０〜１２％のＣｒ、０〜３％のＭｏ、０〜３％のＷ、０．０５％以上のＭｏ＋Ｗ、０〜０．５％のＶ、０〜０．５％のＴｉ、０〜０．５％のＮｂ、０．０１％以上のＶ＋Ｔｉ＋Ｎｂ、０〜１％のＳｉ、０．０００５〜０．０５％のＢ、０．０４％以下のＰ、０．０４％以下のＳ、０．０４％以下のＮ、０．０５％以下のＯを含んでなり、残部がＦｅおよび不可避不純物である、銅リッチナノクラスター強化超高強度フェライト鋼を提供する。

本発明の１つの実施形態では、銅リッチナノクラスターの構成元素は、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｎ、およびＡｌである。

本発明の別の実施形態では、銅リッチナノクラスターの平均径は３ｎｍ、平均粒子間の空隙は２〜２０ｎｍ、銅リッチナノクラスターの数は１立方ミクロンあたり１０，０００個以上である。

本発明の別の実施形態では、銅リッチナノクラスター強化超高強度フェライト鋼は、大きさが５〜１００ｎｍの複合ナノカーバイド（Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ）Ｃをさらに含んでなる。

本発明の別の実施形態では、銅リッチナノクラスター強化超高強度フェライト鋼のマトリックスはフェライトであり、平均粒径は１〜２０μｍである。

本発明の別の実施形態では、銅リッチナノクラスター強化超高強度フェライト鋼の降伏強度は９００〜１２００ＭＰａ、引張強さは１２００〜１５００ＭＰａ、伸びは１０〜２０％、断面減少率は５０％〜８０％である。

別の態様では、本発明は、次の工程を含んでなる、銅リッチナノクラスター強化超高強度フェライト鋼を製造する方法をさらに提供する。
（１）銅リッチナノクラスター強化超高強度フェライト鋼の化学成分の原料の溶解、鋳造、および鋳塊の鍛造／圧延を順に行う工程、
（２）溶体化処理を行い、次いで室温に冷やす工程、
（３）時効処理を行い、次いで室温に冷やす工程。

本発明の方法の１つの実施形態では、溶体化処理は８００〜１３００℃の範囲で行われる。

本発明の方法の別の実施形態では、溶体化処理は９００℃で行われる。

本発明の方法の別の実施形態では、溶体化処理は０．１〜３時間行われる。

本発明の方法の別の実施形態では、溶体化処理は０．５時間行われる。

本発明の方法の別の実施形態では、時効処理は４００〜６００℃の範囲で行われる。

本発明の方法の別の実施形態では、時効処理は５５０℃で行われる。

本発明の方法の別の実施形態では、時効処理は０．１〜２０時間行われる。

本発明の方法の別の実施形態では、時効処理は２時間行われる。

本発明は合金元素の種類および含有量ならびに熱処理プロセスを合理的に調節して、高数密度で一様に分布する微細な大きさの銅リッチナノクラスターを獲得し、ナノクラスター析出強化効果を効果的に発揮する。複合強化はまた、結晶粒微細化強化、固溶体強化、および転位強化などのさまざまな強化方法を組み合わせるとこによって成し遂げられ、優れた強度および靱性を達成する。銅リッチナノクラスターは支配的な強化相であり、その強化効果は鍵となる強化である。鋼中の炭素の含有量は下げられて、鋼は優れた溶接性、優れた延性および靱性をもつ。そのほかに、好適な量のＣｒおよびＡｌが加えられて、酸化クロムとアルミナの安定した保護膜を形成しうる。Ｃｕは雰囲気および海水に対する鋼の耐食性を上げて、鋼の抗酸化性および耐食性が包括的に高められうる。本発明は、ナノクラスター強化、結晶粒微細化強化、および固溶体強化のための合金元素の種類および含有量を最適化する。よって、最小限の量の合金元素および最適の合金元素が使用される。そのほかに、既存の超高強度マルテンサイト鋼と比較して、本発明の超高強度フェライト鋼は、熱処理後の焼入れなどの急冷プロセスを必要としない。生産規模が大きく、鋼は連続鋳造および圧延生産に適し、生産コストが低い。

まとめると、本発明の銅リッチナノクラスター強化超高強度フェライト鋼によれば、銅リッチナノクラスターは強化に支配的である。さらに、ナノカーバイドの析出に起因する結晶粒微細化強化、合金元素による他の固溶体強化、および転位強化などのさまざまな強化方法が組み合わされて複合強化を達成する。よって、高い強度と高い靱性の優れた組み合わせが得られ、優れた溶接性、良好な耐食性も得られ、コストも比較的低い。本発明の鋼は、自動車、船舶、橋梁、パイプライン、エネルギー生産、発電所、海洋技術、建築、圧力容器、工業技術機械、またはコンテナ、および国防設備といった分野に適用されうる。

添付図面と併せて読むことで、本発明の上記の内容、他の利点、および特徴は、以下の詳細な説明から当業者にとってより明確となるであろう。
図１は、本発明の実施例１に従って製造した超高強度フェライト鋼ＮＳＦ１０４のマトリックス中の銅リッチナノクラスターの高解像度透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）写真である。 図２は、本発明の実施例１に従って製造した超高強度フェライト鋼ＮＳＦ１０４のマトリックス中のナノカーバイドの高解像度ＴＥＭ写真である。 図３は、本発明の実施例１に従って製造した超高強度フェライト鋼ＮＳＦ１０４の走査型電子顕微鏡写真（ＳＥＭ）微細構造である。 図４は、本発明の実施例１に従って製造した超高強度フェライト鋼ＮＳＦ１０８および参照鋼Ｔ２４の引張応力−歪み曲線である。

具体的な実施形態を用いて、下記に本発明の技術的解決法をさらに説明する。本発明の範囲は以下の実施形態に限定されない。これらの実施形態は例示目的のためにのみ挙げられ、本発明をいかなるかたちでも限定しない。

本発明は、銅リッチナノクラスター強化超高強度フェライト鋼であって、以下の重量百分率の化学成分：０〜０．２％のＣ、０．５〜５％のＣｕ、０．０１〜４％のＮｉ、０．０１〜４％のＭｎ、０．００１〜２％のＡｌ、０〜１２％のＣｒ、０〜３％のＭｏ、０〜３％のＷ、０．０５％以上のＭｏ＋Ｗ、０〜０．５％のＶ、０〜０．５％のＴｉ、０〜０．５％のＮｂ、０．０１％以上のＶ＋Ｔｉ＋Ｎｂ、０〜１％のＳｉ、０．０００５〜０．０５％のＢ、０．０４％以下のＰ、０．０４％以下のＳ、０．０４％以下のＮ、０．０５％以下のＯを含んでなり、残部がＦｅおよび不可避不純物である銅リッチナノクラスター強化超高強度フェライト鋼を提供する。

銅リッチナノクラスター強化超高強度フェライト鋼中の各化学成分含有量の範囲は下記の理由によって画定される。

Ｃ：ＣはＶ、Ｔｉ、およびＮｂと安定したナノカーバイドを形成する。ナノカーバイドは、析出強化効果を有するだけでなく、フェライト粒子を精製して結晶粒微細化強化効果を出し、鋼の強度をさらに上げる。本発明において、低い炭素含有量が採用され、確実に鋼が優れた溶接性能および優れた靱性をもつようにする。したがって本発明では、Ｃの含有量は０〜０．２％に制限される。

Ｃｕ：Ｃｕはナノクラスターの主要構成元素である。またＣｕは、本発明のナノクラスター強化に最も重要な元素でもある。低コストなＣｕが使用されてナノクラスターが形成され、フェライト鋼を効果的に強化し、カーバイド強化を減らし、鋼中の炭素の含有量をさらに減らす。それによって鋼の溶接性および靱性が向上する。そのほかに、Ｃｕは鋼の雰囲気および海水に対する耐食性を増加しうる。しかし、Ｃｕの含有量が０．５％未満である場合、強化効果は明らかではない。Ｃｕの含有量が高過ぎる場合、それによって高温脆性になり、加工に害を及ぼす。したがって本発明では、Ｃｕの含有量は０．５〜５％に制限される。

Ｎｉ：Ｎｉはナノクラスターの構成元素の１つであり、ナノクラスター析出強化に関与する。Ｎｉはナノクラスターの成長を阻害して、ナノクラスターの微細化を促進しうる。またＮｉは、鋼の靱性の向上を補助しうる。しかし、Ｎｉはオーステナイト形成元素である。Ｎｉ含有量が高過ぎる場合、鋼は残留オーステナイトを有することになり、一様でない構造の分布を導き、製造コストを上げうる。したがって本発明では、Ｎｉの含有量は０．０１〜４％に限定される。

Ｍｎ：Ｍｎはナノクラスターの構成元素の１つであり、ナノクラスター析出強化に関与する。Ｍｎはオーステナイト形成元素であり、オーステナイトのフェライトへの転換を遅らせる機能を有する。これによりフェライト粒径微細化が促進されて、強度および靱性が増加しうる。しかし、Ｍｎの含有量が高過ぎる場合、鋼は残留オーステナイトを有することになり、一様でない構造の分布を導くことになる。そのうえ、Ｍｎの高い含有量は、結果として偏析、靱性劣化、溶接性減少をもたらしうる。したがって、本発明のＭｎの含有量は０．０１〜４％に制限される。

Ａｌ：Ａｌはナノクラスターの構成元素の１つであり、ナノクラスター析出強化に関与する。また、Ａｌは溶鋼を精製する製鋼プロセスにおける脱酸素剤である。しかし、Ａｌの含有量が高過ぎる場合、溶融および鋳造が難しくなる。したがって本発明では、Ａｌの含有量は０．００１〜２％に制限される。

Ｃｒ：Ｃｒは抗酸化物質および耐食性元素である。Ｃｒは鋼の酸化防止特性および耐食性を向上しうる。その一方でＣｒはまた、フェライト形成元素でもあり、鋼のフェライト構造を増加および安定化しうる。しかし、過剰なＣｒは鋼の靱性を減少させ、製造コストを増加させる。したがって本発明では、Ｃｒの含有量は０〜１２％に制限される。

ＭｏおよびＷ：ＭｏおよびＷは、鋼のフェライト構造を安定化しうるフェライト形成元素であり、固溶体強化効果を有する。しかし、ＭｏおよびＷの過剰な添加は、Ｆｅ_２ＭｏおよびＦｅ_２Ｗの脆化相を析出することになる。よって鋼の靱性が減少する。したがって本発明では、ＭｏおよびＷの含有量は０〜３％に制限され、ＭｏおよびＷの総量は０．０５％以上である。

Ｖ、Ｔｉ、およびＮｂ：Ｖ、Ｔｉ、およびＮｂは、強力なカーバイド形成元素である。Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ、およびＣは一緒になってＭＣ型カーバイド（Ｍ：Ｖ、Ｔｉ、またはＮｂ）を形成し、ＭＣ型カーバイドは、面心立方構造を有し、大きさが小さく、熱安定性が高い特徴をもつ。カーバイドは結晶粒成長を効果的に阻害し、結晶粒微細化強化および析出強化効果を発揮しうる。本発明において、低い炭素含有量が採用され、確実に鋼が優れた溶接性および靱性をもつようにする。０．５％のＶ、Ｔｉ、またはＮｂを加えることにより、炭素固定効果が飽和状態になることができる。したがって本発明では、Ｖ、Ｔｉ、およびＮｂの含有量は０〜０．５％に制限され、Ｖ、Ｔｉ、およびＮｂの総量は０．０１％以上である。

Ｓｉ：Ｓｉは炭素分配を増やし、セメンタイトの形成を防ぐのに用いられる。さらに、Ｓｉは鋼のフェライト構造を安定化して、固溶体強化効果を有しうる。しかし、過剰な量のＳｉは、結果として鋼の靱性の減少をもたらす。したがって本発明では、Ｓｉの含有量は０〜１％に制限される。

Ｂ：Ｂは顕著に結晶粒界を純化し、鋼の強さおよび靱性を向上しうる。しかし、Ｂの含有量が高過ぎる場合、過剰な量のホウ化物が結晶粒界に析出しうる。よって、鋼の靱性は減少しうる。したがって本発明では、Ｂの含有量は０．０００５〜０．０５％に制限される。

ＰおよびＳ：ＰおよびＳは、鋼中の不可避不純物元素である。ＰおよびＳの含有量が高過ぎる場合、それらはＣｕと脆性化合物を形成し、鋼の靱性および溶接性に悪影響をもつことになる。したがって、ＰおよびＳの含有量は０．０４％未満に制御される。

ＮおよびＯ：ＮおよびＯは、鋼中の不可避不純物元素であり、鋼の靱性および溶接性に悪影響を有する。したがって、ＮおよびＯの含有量はそれぞれ０．０４％未満および０．０５％未満に制御される。

記載の成分にくわえて、残りはＦｅおよび他の不可避不純物である。本発明の効果、趣旨、および範囲に影響しないならば、上記以外の成分は除外されない。

本発明は、次の工程を含んでなる銅リッチナノクラスター強化超高強度フェライト鋼を製造する方法をさらに提供する。
（１）銅リッチナノクラスター強化超高強度フェライト鋼の化学成分の原料の溶解、鋳造、および鋳塊の鍛造／圧延を順に行う工程、
（２）溶体化処理を行い、次いで室温に冷やす工程、
（３）時効処理を行い、次いで室温に冷やす工程。

本発明の方法によれば、溶融は、電弧炉、転炉、および誘導炉で実施されうる。次に、連続鋳造プロセスを採用してスラブを製造してもよく、または鋳型鋳造プロセスを採用して鋳塊を製造してもよい。スラブまたは鋳塊は、優れた冷間加工性または熱間加工性を有する。次に、冷間圧延、温間圧延、または８００〜１３００℃の温度範囲での熱間鍛造／圧延を行う。その後、その板を８００〜１３００℃の範囲内で溶体化処理に進める。処理時間は０．１〜３時間である。次に、板を冷やす。冷却方法は、空冷、風冷、油焼入れ、または水焼入れであってよい。板は直接室温に冷やしてもよく、室温または時効処理用の時効温度に冷やしてもよい。時効処理は４００〜６００℃の範囲内で行われる。処理時間は０．１〜２０時間である。次に、板を再度冷やす。同じように、冷却方法は、空冷、風冷、油焼入れ、または水焼入れであってよい。そして最終的に、本発明の銅リッチナノクラスター強化超高強度フェライト鋼が得られる。

本発明は、鍛造プロセスなどの熱間／冷間変形プロセスを通して粒子を微細化する。さらに、転位および空孔といった欠陥が大量に導入されて、高数密度のナノクラスターの核形成に良好な状態をもたらす。また転位強化もさらに行われる。本発明では次に熱処理が続く。すなわち、溶体化処理および時効処理を特定の温度で特定の時間行う。次いで過飽和フェライト固溶体が溶体化処理から得られる。時効温度および時効時間を合理的に制御することによって、ナノクラスターの析出および成長は合理的に制御される。溶体化処理に関して、Ｃｕ元素は面心立方構造のオーステナイトへの溶解度が高い。本発明における８００〜１３００℃での溶体化処理によれば、確実に添加Ｃｕ元素がマトリックスに完全に溶解できるようになる。温度が高過ぎる場合、粒子は非常に粗くなり、鋼の強度および靱性が減少すると思われる。時効処理に関して、フェライト中のＣｕ元素の溶解度は非常に低い。また温度低下とともに溶解度は減少する。時効温度が高過ぎる場合、ナノクラスターは粗くなる。時効温度が低過ぎる場合、ナノクラスターの析出は不充分である。本発明の４００〜６００℃での溶体化処理および時効処理の後、高数密度で、一様に分布し、微細な大きさをもつ銅リッチナノクラスターが大量にフェライトマトリックス中に析出されることがＴＥＭによって確認されうる。ナノ析出強化機構によれば、転位が析出物と相互に作用して、析出相が転位運動を効果的に阻害して強化効果を達成する。小さな大きさで、一様に分布する、大きな数密度の析出物の条件下で、最大の強化は得られうる。合金元素および熱処理プロセスの合理的な制御を通して、高数密度で、一様に分布し、微細な大きさの銅リッチナノクラスターが本発明において得られる。銅リッチナノクラスターの強化効果が最大化される。そのほかに本発明では、Ｃｕ元素にくわえて、他の元素（Ｎｉ、Ｍｎ、およびＡｌ）もまた、ナノクラスターの重要な成分である。他の元素はナノクラスターの核形成に影響を及ぼすだけでなく、ナノクラスターの成長を妨げてナノクラスターの大きさを微細化する。

さらに、本発明の銅リッチナノクラスター強化超高強度フェライト鋼は、カーバイド形成元素（Ｖ、Ｔｉ、およびＮｂ）ならびに微量の炭素（Ｃ）をさらに含んでなる。上記の熱処理の後、少量の複合ナノカーバイド析出物が、フェライトマトリックスの界面析出として析出される。高い熱安定性を有するこれらの微細ナノカーバイドは、溶接性および靱性を損なうことなく結晶粒微細化強化効果をもたらす。その一方で本発明は、さまざまな合金元素の種類および含有量を最適化することを通して、活発に（ＭｏおよびＷなどの）合金元素の固溶体強化効果を生み出す。転位強化は、合理的な熱変形および冷間変形ならびに熱処理プロセスによって達成される。その結果、複合強化が達成され、そこでは銅リッチナノクラスター強化が支配的であり、結晶粒微細化強化、固溶体強化、および転位強化と組み合わさっている。

特に別途規定されない限り、本発明の専門用語の通常の意味は総じて当業者に理解される。

添付図面とともに、実施例を通して本発明を詳細に説明する。

実施例１
銅リッチナノクラスター強化超高強度フェライト鋼の組成範囲に従って、９種の本発明の鋼ＮＳＦ１０１〜１０９を作製し、また比較のために、発電所に使用される鋼Ｔ２４を作製する。表１の鋼ＮＳＦ１０１〜１０９およびＴ２４の合金組成物に基づいて、成分をアーク溶融炉で溶解および鋳造する。製造された鋳塊は、毎回５〜１０％の圧延率での圧延に進み、合計の変形が７０％前後のスラブを得る。圧延スラブを９００℃で０．５時間溶体化処理する。次にスラブをアルゴン焼入冷却によって室温に冷やす。次いでそれを５５０℃で２時間時効処理する。その後同様に、それをアルゴン焼入冷却によって室温に冷やす。その結果、本発明の鋼ＮＳＦ１０１〜１０９および参照鋼Ｔ２４が得られる。

実施例２
表１中のＮＳＦ１０４の合金組成に従って、溶解および鋳造をアーク溶融炉で行う。製造された鋳塊は、毎回５〜１０％の圧延率での圧延で加工されて、合計の変形が７０％前後のスラブを得る。次に圧延スラブを８５０℃で０．５時間溶体化処理し、その後水焼入れによって室温に冷やす。次いでそれを５５０℃で２時間時効処理した。その後空冷により室温に冷やす。このように本発明の鋼ＮＳＦ１０４’が得られる。

実施例３
表１中のＮＳＦ１０４の合金組成に従って、溶解および鋳造をアーク溶融炉で行う。製造された鋳塊は、毎回５〜１０％の圧延率での圧延で加工されて、合計の変形が７０％前後のスラブを得る。次に圧延スラブを１２００℃で０．５時間溶体化処理する。その後水焼入れによって室温に冷やした。次いでそれを５５０℃で２時間時効処理し、その後空冷により室温に冷やす。このように本発明の鋼ＮＳＦ１０４”が得られる。

実験１
ＴＥＭを採用して参照鋼Ｔ２４および熱処理後に作製される本発明の鋼ＮＳＦ１０１〜１０９を分析する。参照鋼Ｔ２４の組成物はナノクラスター形成元素を含まないことが表１から理解される。ＴＥＭの結果は、ナノクラスターは参照鋼Ｔ２４には存在しない一方で、本発明の鋼ＮＳＦ１０１〜１０９は高数密度の微細な銅リッチナノクラスターを含有し、その分布は一様であることを示す。図１は、本発明の鋼ＮＳＦ１０４のマトリックスのナノクラスターの高解像度ＴＥＭ画像であり、そのナノクラスターの平均径は３ｎｍであり、その分布は一様であり、平均空隙は４ｎｍであり、ナノクラスターの量は１立方ミクロンあたり１０，０００個以上である。ＴＥＭ−ＥＤＳによって、ナノクラスターは主にＣｕ、Ｎｉ、Ｍｎ、およびＡｌを含んでなることが確認される。したがって、一様に分布し、微細な大きさをもつ、高数密度の銅リッチナノクラスターが、本発明の銅リッチナノクラスターで強化された低価格の超高強度フェライト鋼中に形成されることが確認される。ナノ析出強化機構によれば、高数密度の微細な大きさの銅リッチナノクラスターは、転位運動を効果的に阻害し、フェライト鋼の強度を著しく増加しうる。

さらに、ＴＥＭを使用して、ある程度の量のナノカーバイドが検出される。図２は、本発明の鋼ＮＳＦ１０４のマトリックスのナノカーバイドの高解像度ＴＥＭ写真である。複合ナノカーバイドは、その平均径が２０ｎｍの（Ｖ、Ｔｉ）Ｃであることが、ＴＥＭ−ＥＤＳから確認される。ナノカーバイドは大きさが小さく、熱安定性が高く結晶粒成長を阻害し得るという特徴を有し、それによって結晶粒微細化強化効果をもたらす。そのほかに、単純なカーバイドと比較して、複合カーバイドは、ゆっくりとした結晶粒粗大化挙動をとり、熱安定性がより良好である。図３は、本発明の鋼ＮＳＦ１０４のＳＥＭ微細構造である。図に示されるように、マトリックス構造は、一様で微細な粒子を含む微細フェライトである。粒子の平均径は１．５μｍである。マトリックスから析出したナノ析出物が結晶粒微細化の効果をもつことが見られる。ホール−ペッチの関係によれば、材料の強度は結晶粒微細化を通して増加されうる。一方、粒子の大きさが小さければ小さいほど、延性および靱性はより良好である。

実験２
本発明の鋼ＮＳＦ１０１〜１０９および参照鋼Ｔ２４の引張試験試料をワイヤーカットによって作製する。室温引張試験をＭＴＳ試験機上で行う。降伏強度、引張強さ、断面減少率、および伸びの結果を表にして表２に示す。図４は、本発明によって製造された鋼ＮＳＦ１０８および参照鋼Ｔ２４の引張応力−歪み曲線である。同様の溶融および熱処理プロセスの後、参照鋼Ｔ２４は、降伏強度が３４７ＭＰａであり、引張強さが５８６ＭＰａであることが表２および図４から理解される。その結果は既刊文献と一致する。本発明の鋼ＮＳＦ１０１〜１０９については、降伏強度が９００〜１２００ＭＰａであり、引張強さは１２００〜１５００ＭＰａである。参照鋼Ｔ２４と比較して、本発明の鋼の降伏強度および引張強さは両方とも著しく増加している。断面減少率は５０％〜８０％に維持され、伸びは１０〜２０％に維持され、高強度および高延性の良好な組み合わせである。ナノクラスター強化、結晶粒微細化強化、および固溶体強化の強化元素を調節すること、ならびに適切な熱処理プロセスを採用することを通して、本発明が鋼の強度を実質的に増加することが理解される。

実験３
実施例２に従って製造された本発明の鋼ＮＳＦ１０４’の引張試験試料をワイヤーカットによって作製する。室温引張試験をＭＴＳ試験機上で行う。測定された降伏強度は１０８２ＭＰａ、引張強さは１２４０ＭＰａ、断面減少率は６７％、および伸びは１２．４％である。

実施例２に記載のように、本発明の鋼ＮＳＦ１０４’およびＮＳＦ１０４の合金組成および熱処理プロセスは同一である。違いは、本発明の鋼ＮＳＦ１０４’が８５０℃で溶体化処理を受ける点にある。溶体化処理の温度を下げることによって、粒子の急成長が阻まれて微粒子の微細構造が得られうる。

したがって、室温引張試験から得られた実測力学的性質から、溶体化処理下で言及された温度で製造された銅リッチナノクラスター強化超高強度フェライト鋼が、超高強度および良好な延性をもつことが理解される。

実験４
実施例３に従って製造された本発明の鋼ＮＳＦ１０４”の引張試料をワイヤーカットによって作製する。室温引張試験をＭＴＳ試験機上で行う。測定された降伏強度は９４４ＭＰａ、引張強さは１２０７ＭＰａ、断面減少率は６２％、および伸びは１２．７％である。

実施例３に記載のように、本発明の鋼ＮＳＦ１０４”およびＮＳＦ１０４の合金組成および熱処理プロセスは同一である。違いは、本発明の鋼ＮＳＦ１０４”が１２００℃で溶体化処理を受ける点にある。溶体化処理の温度を上げて合金元素が十分に固溶化できるようにすることによって、フェライトマトリックス中の冷却された合金元素がより大幅に過剰飽和となり、ナノ析出物の核形成速度が増加すると思われる。よって、時効処理の間にナノ析出強化相がより多く生成されうる。したがって、室温引張試験から得られた実測力学的性質から、溶体化処理下で言及された温度にて製造された銅リッチナノクラスター強化超高強度フェライト鋼が、超高強度および良好な延性をもつことが理解される。

まとめると、本発明は、熱力学的側面から合金組成物を最適化して、面心立方元素、炭素、および他の元素の比率を合理的に調節する。ナノ析出物の体積分率は最大の限度まで上げられる。その一方で、析出温度および析出時間が制御されて、多数の核形成部位を創り出し、合金元素溶質すべてが均一に析出しうる。ナノ析出物の成長はその場での析出の間制御されて、高数密度で一様に分布する微細な大きさの銅リッチナノクラスターを得る。それにより新規の超高強度鋼の超高強度に支配的な効果がもたらされる。さらに、ナノカーバイドは効果的に粒子を微細化しうる。最適化された合金元素は固溶体効果を発揮する。熱間変形および冷間変形は結晶粒微細化および転位強化効果を発揮する。したがって、本発明の銅リッチナノクラスター強化超高強度フェライト鋼は、ナノクラスター強化が支配的な、新しい複合強化超高強度鋼である。結晶粒微細化強化、固溶体強化、および転位強化などのさまざまな強化方法が組み合わされて、そのような新しい複合強化鋼を製造する。新しい複合強化鋼は、超高強度および優れた溶接性、優れた延性および靱性、ならびに良好な耐食性をもつ、低炭素、低価格の超高強度鋼であり、優れた総合的な性能を示す。本発明の鋼は、自動車、船舶、橋梁、パイプライン、エネルギー生産、発電所、海洋技術、建築、圧力容器、工業技術機械、またはコンテナ、および国防設備といった分野に適用されうる。

記載の本発明の実施形態は例示にすぎず、本発明の範囲内で、他の置換、変形、および改良がなされうることに当業者は留意すべきである。よって、本発明は上記実施形態に限定されず、請求項によってのみ規定される。

Claims (18)

1. 銅リッチナノクラスター強化超高強度フェライト鋼であって、以下の重量百分率の化学成分：０〜０．２％のＣ、０．５〜５％のＣｕ、０．０１〜４％のＮｉ、０．０１〜４％のＭｎ、０．００１〜２％のＡｌ、０〜１２％のＣｒ、０〜３％のＭｏ、０〜３％のＷ、０．０５％以上のＭｏ＋Ｗ、０〜０．５％のＶ、０〜０．５％のＴｉ、０〜０．５％のＮｂ、０．０１％以上のＶ＋Ｔｉ＋Ｎｂ、０〜１％のＳｉ、０．０００５〜０．０５％のＢ、０．０４％以下のＰ、０．０４％以下のＳ、０．０４％以下のＮ、０．０５％以下のＯを含んでなり、残部がＦｅおよび不可避不純物である、銅リッチナノクラスター強化超高強度フェライト鋼。
2. 前記銅リッチナノクラスターの構成元素がＣｕ、Ｎｉ、Ｍｎ、およびＡｌである、請求項１に記載の銅リッチナノクラスター強化超高強度フェライト鋼。
3. 前記銅リッチナノクラスターの平均径が３ｎｍ、平均粒子間空隙が２〜２０ｎｍ、および前記銅リッチナノクラスターの量が１立方ミクロンあたり１０，０００個以上である、請求項１に記載の銅リッチナノクラスター強化超高強度フェライト鋼。
4. 大きさが５〜１００ｎｍの複合ナノカーバイド（Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ）Ｃをさらに含んでなる、請求項１に記載の銅リッチナノクラスター強化超高強度フェライト鋼。
5. 前記銅リッチナノクラスター強化超高強度フェライト鋼のマトリックスがフェライトであり、その平均粒径が１〜２０μｍである、請求項１に記載の銅リッチナノクラスター強化超高強度フェライト鋼。
6. 降伏強度が９００〜１２００ＭＰａである、請求項１〜５のいずれか一項に記載の銅リッチナノクラスター強化超高強度フェライト鋼。
7. 極限引張強さが１２００〜１５００ＭＰａである、請求項１〜５のいずれか一項に記載の銅リッチナノクラスター強化超高強度フェライト鋼。
8. 伸びが１０〜２０％である、請求項１〜５のいずれか一項に記載の銅リッチナノクラスター強化超高強度フェライト鋼。
9. 断面減少率が５０％〜８０％である、請求項１〜５のいずれか一項に記載の銅リッチナノクラスター強化超高強度フェライト鋼。
10. 請求項１〜９のいずれか一項に記載の前記銅リッチナノクラスター強化超高強度フェライト鋼を製造する方法であって、
    （１）前記銅リッチナノクラスター強化超高強度フェライト鋼の化学成分の原料の溶解、鋳造、および鋳塊の鍛造／圧延を順に行う工程、
    （２）溶体化処理を行い、次いで室温に冷やす工程、
    （３）時効処理を行い、次いで室温に冷やす工程
    を含んでなる方法。
11. 前記溶体化処理が８００〜１３００℃の範囲で行われる、請求項１０に記載の方法。
12. 前記溶体化処理が９００℃で行われる、請求項１１に記載の方法。
13. 前記溶体化処理が０．１〜３時間行われる、請求項１１または１２に記載の方法。
14. 前記溶体化処理が０．５時間行われる、請求項１３に記載の方法。
15. 前記時効処理が４００〜６００℃の範囲で行われる、請求項１０に記載の方法。
16. 前記時効処理が５５０℃で行われる、請求項１５に記載の方法。
17. 前記時効処理が０．１〜２０時間行われる、請求項１５または１６に記載の方法。
18. 前記時効処理が２時間行われる、請求項１７に記載の方法。