JP2000144311A - High carbon thin steel sheet - Google Patents
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Abstract
Description
【０００１】[0001]
【発明の属する技術分野】本発明は、高炭素薄鋼板、特
にチェーン等の素材として適した高炭素薄鋼板と、それ
を打抜き等の塑性加工で製品形状とした後、オーステナ
イト結晶粒が非常に微細であることから、オーステンパ
ーを行うことで、ベイナイト、焼戻しマルテンサイトお
よび１〜20体積％の残留オーステナイトを有し、引張強
度が1800(N/mm2) 以上の高強度でありながら、引張強度
(TS)×伸び(El)の値が 1.2×104 (N/mm2・％) 以上と、
優れた引張強度・伸びのバランスを示す高炭素薄鋼板に
関する。BACKGROUND OF THE INVENTION The present invention relates to a high-carbon thin steel sheet, particularly a high-carbon thin steel sheet suitable for a material such as a chain and the like. Due to its fineness, austempering has bainite, tempered martensite and 1 to 20% by volume of retained austenite, and has high tensile strength of 1800 (N / mm 2 ) or more. Strength
When the value of (TS) x elongation (El) is at least 1.2 x 10 4 (N / mm 2
The present invention relates to a high carbon steel sheet exhibiting excellent balance between tensile strength and elongation.
【０００２】[0002]
【従来の技術】一般に、チェーン部品、ギヤ部品、座金
部品等はJIS G3311 に規定されているＳ50〜60Ｃあるい
はSCM435〜440 等の高炭素薄鋼板を素材とし、これを成
形加工した後、焼入れ・焼戻し、オーステンパー等の熱
処理により硬化することで製造される。ここで、前記各
製品用の素材鋼板には、成形加工前は軟質で、加工し易
く、かつ熱処理後、製品として使用時に十分な耐久性を
発揮することが要求されていることから、材質として前
述の如き炭素含有量の高いものが選ばれるとともに、鉄
鋼メーカーからの薄鋼板としての出荷に際しては軟質化
のための球状化焼鈍が施される。そして、出荷後の素材
薄鋼板はユーザにて所望の形状に成形加工され、次いで
焼入れ・焼戻しあるいはオーステンパーの熱処理が施さ
れて必要特性が付与される。この場合、製品の引張強度
は、Ｃ含有量および熱処理条件により決定される。2. Description of the Related Art In general, chain parts, gear parts, washer parts, etc. are made of a high carbon thin steel sheet such as S50-60C or SCM435-440 stipulated in JIS G3311. It is manufactured by hardening by heat treatment such as tempering and austempering. Here, the material steel sheet for each product is soft before forming, easy to process, and after heat treatment, is required to exhibit sufficient durability when used as a product. A steel having a high carbon content as described above is selected, and when shipped as a thin steel sheet from a steel maker, spheroidizing annealing for softening is performed. Then, the raw steel sheet after shipping is formed into a desired shape by the user, and then subjected to quenching / tempering or heat treatment of the austemper to impart necessary characteristics. In this case, the tensile strength of the product is determined by the C content and the heat treatment conditions.
【０００３】このような高炭素薄鋼板では、Ｃ含有量の
増大にともない、一般に熱処理後の引張強度が増大する
につれ伸びが低下する。一方、近年、エンジン、変速機
の高機能化に伴い、そこに用いられる部品は、形状が複
雑化し、また使用時に大きな応力がかかる場合が増して
きた。このとき、使用中の付加応力増大による破壊を、
塑性変形能の向上により防止する必要が生じている。し
かし、従来の高炭素薄鋼板製品では、「焼入れまま」な
いしは「550 ℃まで」の焼戻し処理を行っても、その該
当する強度域での伸びは小さく、引張強度×伸びの積は
11000 (N/mm2・%)以下で、使用中の伸びが低く、破壊発
生の危険性が高い。In such a high carbon thin steel sheet, the elongation generally decreases as the tensile strength after heat treatment increases with an increase in the C content. On the other hand, in recent years, as the functions of engines and transmissions have become more sophisticated, the components used therein have become more complicated in shape, and in some cases, greater stress has been applied during use. At this time, destruction due to increase in applied stress during use
There is a need to prevent this by improving the plastic deformability. However, in conventional high-carbon steel sheet products, even when tempering "as-quenched" or "to 550 ° C", the elongation in the corresponding strength range is small, and the product of tensile strength x elongation is
Below 11000 (N / mm 2 ·%), the elongation during use is low, and the risk of breakage is high.
【０００４】一方、800 〜900 ℃の温度域に均熱の後 2
00〜400 ℃の温度域の塩浴あるいは金属浴中で急冷する
オーステンパーを行った場合でも、引張強度×伸びの積
は12000 (N/mm2・%)以下にとどまっている。On the other hand, after soaking in the temperature range of 800 to 900 ° C,
Even when austempering is performed in a salt bath or a metal bath in a temperature range of 00 to 400 ° C., the product of tensile strength × elongation is 12000 (N / mm 2 ·%) or less.
【０００５】このような高強度域での引張強度・伸びの
バランスの向上には、残留オーステナイト (γ) を鋼中
に分散させる方法が提案されているが、これは薄鋼板製
造の過程で急冷することで実現しているため、母材強度
が加工時に既に高く、成形性を阻害していた。また、そ
のようにして得られる引張強度は1500N/mm2 までで、強
度として上述の用途に適さない。In order to improve the balance between tensile strength and elongation in such a high strength region, a method of dispersing retained austenite (γ) in steel has been proposed. Therefore, the base material strength was already high at the time of processing, and the moldability was impaired. Further, the tensile strength thus obtained is up to 1500 N / mm 2 , which is not suitable for the above-mentioned applications in terms of strength.
【０００６】これらの鋼組織は何れも鉄鋼メーカーでの
圧延、あるいは熱処理・焼鈍時に形成せしめるものであ
る。さらに、この残留オーステナイトの形成のためには
多量のSi、Mnを要し、ユーザでの製品加工時の塑性加工
性を著しく劣化させる。[0006] All of these steel structures are formed at the time of rolling, heat treatment and annealing at a steel maker. Further, a large amount of Si and Mn is required for forming the retained austenite, and the plastic workability when a product is processed by a user is significantly deteriorated.
【０００７】そこで、Cr、Moを添加したベイナイト組織
を有する高炭素鋼板に対し、オーステナイトの粒径を微
細化することにより伸びの向上を図る方法も、これまで
検討されてきた。Therefore, a method of improving the elongation of a high carbon steel sheet having a bainite structure to which Cr and Mo are added by reducing the grain size of austenite has been studied.
【０００８】これに関しては、例えば、特開昭58−6129
号、特公昭58−42246 号、特公昭63−30367 号、特開平
５−98388 号、特公平６−37686 号、特公平７−5970
号、特公平７−62212 号の各公報に開示されているが、
このような手段を用いても成形時の加工性の確保は十分
ではなく、さらに焼入れ・焼戻し、あるいはオーステン
パー後の引張強度×伸びの積は12000(N/mm2・%)未満で
あった。In this regard, for example, Japanese Patent Application Laid-Open No. 58-6129
JP-B-58-42246, JP-B-63-30367, JP-A-5-98388, JP-B-6-37686, and JP-B-7-5970
And Japanese Patent Publication No. 7-62212,
Even with such means, the workability at the time of molding was not sufficient, and the product of tensile strength × elongation after quenching / tempering or austempering was less than 12000 (N / mm 2 .
【０００９】[0009]
【発明が解決しようとする課題】ここに、本発明の目的
は、鉄鋼メーカーの出荷段階では、球状化したセメンタ
イトを有する組織を形成させて軟質とし、一方、客先で
の加工後に行う熱処理によって、高強度を有するベイナ
イトと焼戻しマルテンサイト、さらに伸びを増大し得る
残留オーステナイトとを有する組織を確保する技術を開
発することである。Here, an object of the present invention is to form a structure having spheroidized cementite to make it soft at the shipping stage of a steel maker, while performing heat treatment performed after processing at a customer. Another object of the present invention is to develop a technique for securing a structure having high strength bainite, tempered martensite, and retained austenite that can increase elongation.
【００１０】さらに具体的には、本発明の目的は、例え
ばあらかじめ箱焼鈍により球状化セメンタイト組織を形
成し、その後、オーステンパー処理により、高強度を有
するベイナイトと焼戻しマルテンサイト、さらに伸びを
増大し得る残留オーステナイトとを適切な体積分率で含
有する組織を形成せしめる技術を開発することである。[0010] More specifically, an object of the present invention is to form a spheroidized cementite structure by, for example, box annealing beforehand, and then to increase the elongation of bainite and tempered martensite having high strength by austempering treatment. An object of the present invention is to develop a technique for forming a structure containing the obtained retained austenite at an appropriate volume fraction.
【００１１】[0011]
【課題を解決するための手段】そこで本発明者らは、上
述の課題達成のために、Cr、Mo、Niを添加してオーステ
ンパー後に高靱性のベイナイト組織の形成をはかるとと
もに、Ti、Nbを添加することによりオーステナイト粒を
微細化し、部分的に焼戻しマルテンサイト組織と残留オ
ーステナイト組織の形成をはかることを着想し、検討し
た結果、次のような知見を得た。In order to achieve the above-mentioned object, the present inventors have attempted to form a high-toughness bainite structure after austempering by adding Cr, Mo, and Ni, and have also developed Ti, Nb As a result of investigation, the following findings were obtained, with the idea that the austenite grains were refined by adding Cu and the formation of a partially tempered martensite structure and a retained austenite structure was achieved.
【００１２】(a) 従来、引張強度の高い鋼種での延性を
増大させるには、結晶粒径を微細化することが有効であ
ると言われているが、オーステンパー等の熱処理におい
て、微細なオーステナイト粒が得られるように、炭窒化
物の析出を利用し、特に、Nb単独の炭窒化物の析出を利
用するのではなく、Ti、Nbの複合炭窒化物の析出を利用
することにより、より微細なオーステナイト粒を形成せ
しめることができることが判明した。(A) Conventionally, it is said that it is effective to increase the ductility of a steel type having a high tensile strength by reducing the crystal grain size. In order to obtain austenite grains, utilizing the precipitation of carbonitrides, in particular, rather than utilizing the precipitation of carbonitrides of Nb alone, by utilizing the precipitation of composite carbonitrides of Ti and Nb, It has been found that finer austenite grains can be formed.
【００１３】(b) 引張強度の上昇には、ベイナイトの形
成が有効であるが、ベイナイト単独では延性が不足する
ことから、1800N/mm2 以上の高強度域での延性に優れる
残留オーステナイトを１〜20体積％形成すると、延性が
飛躍的に向上することが判明した。(B) The formation of bainite is effective for increasing the tensile strength. However, since bainite alone is insufficient in ductility, it is necessary to remove residual austenite which is excellent in ductility in a high strength region of 1800 N / mm 2 or more. It was found that the formation of about 20% by volume drastically improved the ductility.
【００１４】(c) この1800N/mm2 以上の高強度域でその
ような組織を形成するには、Ｃ含有量を0.45〜0.75％と
し、かつCr、Mo、Niを適当量添加した鋼板をオーステン
パー処理することで得られることが判明した。またオー
ステンパーのためのオーステナイト化温度は、780 〜95
0 ℃、テンパー浴温度は180 〜400 ℃が適当であること
が判明した。(C) In order to form such a structure in the high-strength region of 1800 N / mm 2 or more, a steel sheet having a C content of 0.45 to 0.75% and an appropriate amount of Cr, Mo, Ni added. It turned out that it can be obtained by austempering. The austenitizing temperature for austempering is 780-95.
0 ° C and a temper bath temperature of 180 to 400 ° C were found to be appropriate.
【００１５】(d) これらの組成からなる鋼板から板部品
を製作することは、熱間圧延あるいは冷間圧延のままの
鋼板では硬質であるため、非常に成形が困難である。そ
こで、鋼中のセメンタイトを球状化焼鈍することが成形
性の向上に有効であることは言うまでもないが、この球
状化処理は、成形後のオーステンパーの熱処理で鋼中に
Ｃの濃度勾配を形成し、上記(b) に示すベイナイト、焼
戻しマルテンサイト、および残留オーステナイトから成
る組織形成が容易となることが判明した。(D) It is very difficult to manufacture a sheet component from a steel sheet having these compositions because the steel sheet is hot-rolled or cold-rolled as it is hard. Therefore, it is needless to say that spheroidizing annealing of cementite in steel is effective for improving formability, but this spheroidizing treatment forms a C concentration gradient in steel by heat treatment of austemper after forming. However, it was found that the structure formation of bainite, tempered martensite, and retained austenite shown in (b) above became easy.
【００１６】本発明は、上記知見事項を基に完成された
ものであり、次の通りである。 (1) 重量割合にて、Ｃ：0.45〜0.75％、Si：0.05〜0.50
％、Mn：0.05〜1.00％、Ｐ：0.030 ％以下、Cr：0.40〜
0.60％、Mo：0.10〜0.50％、Ti：0.005 〜0.100 ％、N
b：0.005 〜0.100 ％、Ni：0.05〜1.00％、sol.Al：0.1
0％以下、Ｎ：0.0020％超0.0080％以下、かつ (Mn＋Cr
＋Mo＋Ni) ：0.8 〜2.0 ％を満足し、残部が実質的にFe
および不可避的不純物から成る鋼組成を有する、高炭素
薄鋼板。The present invention has been completed based on the above findings, and is as follows. (1) By weight ratio, C: 0.45 to 0.75%, Si: 0.05 to 0.50
%, Mn: 0.05-1.00%, P: 0.030% or less, Cr: 0.40-
0.60%, Mo: 0.10 to 0.50%, Ti: 0.005 to 0.100%, N
b: 0.005 to 0.100%, Ni: 0.05 to 1.00%, sol.Al: 0.1
0% or less, N: more than 0.0020% and 0.0080% or less, and (Mn + Cr
+ Mo + Ni): 0.8 to 2.0% is satisfied, and the balance is substantially Fe
And high carbon steel sheets having a steel composition consisting of unavoidable impurities.
【００１７】(2) フェライト＋球状化セメンタイト組織
からなる、上記(1) 記載の高炭素薄鋼板。(3) ビッカー
ス硬度Hv 180〜280 である、上記(1) または(2) 記載の
高炭素薄鋼板。(2) The high carbon thin steel sheet according to the above (1), comprising a ferrite + spheroidized cementite structure. (3) The high carbon thin steel sheet according to the above (1) or (2), which has a Vickers hardness Hv of 180 to 280.
【００１８】(4) 重量割合にて、Ｃ：0.45〜0.75％、S
i：0.05〜0.50％、Mn：0.05〜1.00％、Ｐ：0.030 ％以
下、Cr：0.40〜0.60％、Mo：0.10〜0.50％、Ti：0.005
〜0.100 ％、Nb：0.005 〜0.100 ％、Ni：0.05〜1.00
％、sol.Al：0.10％以下、Ｎ：0.0020％超0.0080％以
下、かつ (Mn＋Cr＋Mo＋Ni) ：0.8 〜2.0 ％を満足し、
残部が実質的にFeおよび不可避的不純物から成る鋼組成
を有し、オーステンパーを行って得られる、ベイナイ
ト、焼戻しマルテンサイトおよび１〜20体積％の残留オ
ーステナイトから成る、引張強度(TS)：1800N/mm2 以上
で、引張強度(TS)×伸び(El)＝1.2 ×104N/mm2・％以上
の引張強度・伸びのバランスに優れた高炭素薄鋼板。(4) C: 0.45 to 0.75% by weight, S
i: 0.05 to 0.50%, Mn: 0.05 to 1.00%, P: 0.030% or less, Cr: 0.40 to 0.60%, Mo: 0.10 to 0.50%, Ti: 0.005
0.10.100%, Nb: 0.005 to 0.100%, Ni: 0.05 to 1.00
%, Sol.Al: 0.10% or less, N: more than 0.0020% and 0.0080% or less, and (Mn + Cr + Mo + Ni): 0.8 to 2.0%,
The balance has a steel composition consisting essentially of Fe and unavoidable impurities and is obtained by austempering, comprising bainite, tempered martensite and 1 to 20% by volume of retained austenite, tensile strength (TS): 1800 N / mm 2 or more, a tensile strength (TS) × elongation (El) = 1.2 × 10 4 N / mm 2 ·% or more tensile high-carbon thin steel sheet excellent in balance between strength and elongation.
【００１９】[0019]
【発明の実施の形態】ここで、本発明にかかる薄鋼板の
成分組成を上記のごとくに数値限定した理由を説明す
る。なお、本明細書において鋼組成の「％」は重量％で
ある。DESCRIPTION OF THE PREFERRED EMBODIMENTS The reasons for limiting the composition of the steel sheet according to the present invention to numerical values as described above will now be described. In this specification, "%" of the steel composition is% by weight.
【００２０】(a) Ｃ 鋼板に所望の引張強度、および延性を与えるベイナイ
ト、焼戻しマルテンサイト、さらに残留オーステナイト
を形成するには、0.45％以上のＣの添加が必要である。
またＣ含有量が0.75％超の場合、ベイナイトの延性が劣
化することから、Ｃ添加量の範囲を0.45〜0.75％と定め
た。好ましくは、下限は0.50％、上限は0.70％である。(A) C In order to form bainite, tempered martensite and retained austenite, which give desired tensile strength and ductility to a steel sheet, it is necessary to add 0.45% or more of C.
When the C content exceeds 0.75%, the ductility of bainite deteriorates, so the range of the C content is set to 0.45 to 0.75%. Preferably, the lower limit is 0.50% and the upper limit is 0.70%.
【００２１】(b) Si 脱酸材として0.05％以上添加する。一方、積極的添加は
特に必要ないが、0.50％を超えて含有させると、鋼板が
焼鈍時に硬質となって成形性を低下させる傾向があるこ
とから、Si含有量は0.50％以下と定めた。(B) 0.05% or more is added as a Si deoxidizing material. On the other hand, active addition is not particularly necessary, but if the content exceeds 0.50%, the steel sheet tends to be hard during annealing and tends to deteriorate the formability. Therefore, the Si content is determined to be 0.50% or less.
【００２２】(c) Mn 本発明が対象としている高炭素鋼板の用途は引張強度が
1800N/mm2 以上というような高強度のギヤ、チェーン等
であり、一般の高炭素鋼部品よりも高靱性が要求され
る。このような靱性の向上には鋼中のＰの低減が有効で
あるが、Ｐとの相互作用の大きいMnの低減も有効であ
る。特に本発明鋼板ではMnが1.00％を超えて含有される
とオーステンパー後の靱性が劣化することから、添加量
の上限を1.00％と定めた。一方、Mn含有量が0.05％未満
であると、固溶Ｓが多くなり、熱間加工時の脆化が生じ
る他、製品の使用時の脆性破壊の危険性も高まる。この
ため、Mn含有量は0.05％以上とする。好ましくは、0.30
〜0.60％である。(C) Mn The application of the high carbon steel sheet targeted by the present invention is that the tensile strength is high.
Gears, chains, etc. with high strength of 1800 N / mm 2 or more, which require higher toughness than general high carbon steel parts. To improve such toughness, it is effective to reduce P in steel, but it is also effective to reduce Mn, which has a large interaction with P. In particular, in the steel sheet of the present invention, if Mn is contained in excess of 1.00%, the toughness after austempering deteriorates. Therefore, the upper limit of the addition amount is set to 1.00%. On the other hand, when the Mn content is less than 0.05%, the amount of solid solution S increases, embrittlement occurs during hot working, and the risk of brittle fracture during use of the product also increases. Therefore, the Mn content is set to 0.05% or more. Preferably, 0.30
~ 0.60%.
【００２３】(d) Ｐ Ｐ含有量が低いほど、高強度で使用する際の靱性が向上
することから、Ｐ含有量は0.030 ％以下と定めたが、望
ましくは0.020 ％以下に制限するのがよい。(D) Since the lower the PP content is, the more the toughness when used at high strength is improved, the P content is specified to be 0.030% or less, but it is preferable to limit the P content to 0.020% or less. Good.
【００２４】(e) Cr Crは、主として熱処理後の強度上昇を目的として0.40％
以上添加されるが、Mn、Ni、Moと合わせて含む本発明で
はCrの含有量が0.60％を超えて含有されると鋼の硬質化
を招くほか、セメンタイト中に過度に固溶して熱処理時
のセメンタイトの分解を阻害し、残留したセメンタイト
は脆性破壊の起点となることから、Cr含有量は0.40〜0.
60％と定めた。(E) Cr Cr is 0.40% mainly for the purpose of increasing strength after heat treatment.
In the present invention, which is added in addition to Mn, Ni, and Mo, if the Cr content exceeds 0.60%, the steel is hardened, and excessively forms a solid solution in cementite and heat treatment is performed. Since the decomposition of cementite at the time is inhibited and the remaining cementite becomes a starting point of brittle fracture, the Cr content is 0.40 to 0.
It was set at 60%.
【００２５】(f) Mo Moは、焼戻し軟化抵抗の増大に有効とされており、高温
でのオーステンパーにおいて高強度を維持できることか
ら、本発明の目的である、引張強度1800N/mm2以上の超
高強度での、高延性の維持に非常に有効である。そのよ
うな効果を得るには、少なくとも0.10％以上の添加が必
要であるが、0.50％超の添加では、効果が飽和する一
方、コストの増大を招くので、含有量は0.10〜0.50％と
定めた。(F) Mo Mo is effective for increasing the tempering softening resistance and can maintain high strength in austempering at a high temperature. Therefore, the Mo of the present invention has a tensile strength of 1800 N / mm 2 or more. Very effective in maintaining high ductility at ultra-high strength. To obtain such an effect, it is necessary to add at least 0.10% or more. However, if the addition exceeds 0.50%, the effect is saturated, but the cost is increased. Therefore, the content is set to 0.10 to 0.50%. Was.
【００２６】(g) Nb Nbは、オーステナイト粒を微細化して鋼の靱性を向上さ
せる作用を有している。この微細化作用は、ベイナイ
ト、またはマルテンサイト組織を有する高強度材に対す
る延性の向上にも有効である。これらを目的とした場
合、Nb添加量は0.005 ％未満ではその効果は不十分で、
一方、0.100 ％を超えて含有させても、その効果が飽和
状態に達することから、Nb含有量は0.005 〜0.100 ％と
定めた。また、望ましくはTiNb系複合析出物を形成する
ためにTi添加量の２倍程度の添加がよい。(G) Nb Nb has the effect of refining austenite grains and improving the toughness of steel. This refining effect is also effective for improving the ductility of a high-strength material having a bainite or martensite structure. For these purposes, the effect is insufficient if the Nb content is less than 0.005%,
On the other hand, even if the content exceeds 0.100%, the effect reaches a saturated state, so the Nb content is set to 0.005 to 0.100%. Also, it is desirable to add about twice the amount of Ti to form a TiNb-based composite precipitate.
【００２７】(h) Ti TiはNbと共にTiNb(C,N) あるいはTiNbN を微細分散させ
ることにより、オーステナイト粒を微細化し、延性の向
上を図ることに効果がある。この効果を確保するには、
少なくとも0.005 ％以上のTiの添加が必要であるが、0.
100 ％超添加すると、焼鈍後の硬度が著しく上昇し、成
品の塑性加工性を劣化させる。このため、Tiの添加量範
囲は、0.005 〜0.100 ％の範囲とする。(H) Ti Ti has the effect of finely dispersing TiNb (C, N) or TiNbN together with Nb to refine austenite grains and improve ductility. To ensure this effect,
It is necessary to add at least 0.005% or more of Ti.
If added in excess of 100%, the hardness after annealing increases significantly, deteriorating the plastic workability of the product. Therefore, the range of the added amount of Ti is set in the range of 0.005 to 0.100%.
【００２８】(i) Ni Niは、オーステンパーの熱処理を行った際に、残留オー
ステナイトの形成に有効である。この残留オーステナイ
トの形成により、1800N/mm2 以上という高強度域での高
延性の確保が可能となることから、Niは適当量添加する
ことが望ましい。この延性向上効果は、0.05％以上添加
した場合に得られるが、1.00％超添加してもその効果は
飽和し、コスト上昇が問題となることから、添加量の上
限は1.00％とした。(I) Ni Ni is effective in forming retained austenite when austempering is heat-treated. Since the formation of the retained austenite makes it possible to secure high ductility in a high strength region of 1800 N / mm 2 or more, it is desirable to add an appropriate amount of Ni. Although this ductility improving effect is obtained when 0.05% or more is added, even if it exceeds 1.00%, the effect is saturated and the cost rise becomes a problem. Therefore, the upper limit of the addition amount is set to 1.00%.
【００２９】(j) sol.Al Alは鋼の脱酸材として必要に応じて添加される成分であ
るが、sol.Alの含有量が0.10％を超えるとコストアップ
になるばかりか、鋼板の硬化をもたらすのでなんら利点
はない。このように、sol.Al含有量0.10％まで、好まし
くは0.08％までは許容されるとの理由から、その含有量
を0.10％以下と定めた。(J) sol.Al Al is a component added as necessary as a deoxidizing material for steel. However, if the content of sol.Al exceeds 0.10%, not only does the cost increase, but also There is no advantage as it results in curing. As described above, the content of sol.Al is set to 0.10% or less because the content is allowed to be 0.10%, preferably 0.08%.
【００３０】(k) Ｎ Ｎの含有は鋼の硬度や引張強度の向上に効果がある他、
Al、Ti、Nb等と窒化物を形成してオーステナイトの粗粒
化を防止し、靱性向上に役立つが、その含有量が0.0080
％超の場合には、硬度上昇により焼入れ前の加工性を阻
害することから、その含有量を0.0080％以下に制限し
た。また、上記の合金元素と窒化物、炭窒化物を形成す
るには0.0020％を超えて含有する必要がある。(K) NN The content of N is effective in improving the hardness and tensile strength of steel.
Form nitrides with Al, Ti, Nb, etc. to prevent austenite from coarsening and help to improve toughness.
%, The workability before quenching is impaired due to an increase in hardness, so the content was limited to 0.0080% or less. Further, in order to form nitrides and carbonitrides with the above alloy elements, it is necessary to contain more than 0.0020%.
【００３１】(l)(Mn＋Cr＋Mo＋Ni) (Mn ＋Cr＋Mo＋Ni) を過剰に添加すると、板厚方向中央
部分に合金成分の偏析層が顕在化し、オーステンパー後
の引張強度、伸びの低下が生じる。本発明者の知見とし
て (Mn＋Cr＋Mo＋Ni) の値が0.8 ％未満ではオーステン
パー後の引張強度が低下し、逆に2.0 ％超ではオーステ
ンパー後の伸びが低下することが明らかになった。この
ため、これらの元素の合計値を 0.8〜2.0 ％の範囲とす
る。なお、従来にあっては、ベイナイト中に残留オース
テナイトを形成させるためにNiを添加するというような
考えは見られない。(L) (Mn + Cr + Mo + Ni) When (Mn + Cr + Mo + Ni) is excessively added, a segregation layer of the alloy component becomes apparent at the center in the thickness direction of the sheet, and the tensile strength and elongation after austempering are reduced. The present inventors have found that when the value of (Mn + Cr + Mo + Ni) is less than 0.8%, the tensile strength after austempering decreases, and when it exceeds 2.0%, the elongation after the austempering decreases. Therefore, the total value of these elements is in the range of 0.8 to 2.0%. Conventionally, there is no idea that Ni is added in order to form retained austenite in bainite.
【００３２】(l) 塑性加工時の鋼板組織および硬度の定
義 塑性加工に際し、高炭素鋼特有のパーライト組織は打抜
き性、曲げ、絞り加工に対し阻害要因となる。このた
め、本発明の好適態様にあっては、これら薄鋼板を箱焼
鈍して事前に球状化組織とする。(L) Definition of microstructure and hardness of steel sheet during plastic working In plastic working, the pearlite structure peculiar to high-carbon steel is an obstacle to punching, bending and drawing. Therefore, in a preferred embodiment of the present invention, these thin steel sheets are box-annealed to have a spheroidized structure in advance.
【００３３】一方、加工時の硬度は、本発明鋼のような
合金成分を含有した場合、箱焼鈍を行っても、軟質化に
限界があり、また、過度の軟質化は経済性を阻害し有益
ではない。そこで硬さの下限をビッカース硬度Hv180 と
した。On the other hand, in the case of containing an alloy component such as the steel of the present invention, the hardness during processing has a limit in softening even when box annealing is performed, and excessive softening impairs economic efficiency. Not useful. Therefore, the lower limit of hardness was set to Vickers hardness Hv180.
【００３４】また、打抜き加工の場合、軽度の冷間圧延
を加える等により加工硬化を起こすことにより、打抜き
端面のダレ、バリといった寸法精度の劣化防止にも有益
となることから、ある程度の硬度は打抜き加工性向上の
ために必要であるが、過度に硬化させると打抜き工具の
破損等の阻害要因が生じることがわかった。そこで、上
限をHv280 とする。In the case of punching, since a work hardening is caused by applying a slight cold rolling or the like, it is also useful for preventing deterioration of dimensional accuracy such as sagging and burrs on the punched end face. It is necessary to improve the punching workability, but it has been found that excessive hardening causes an obstacle such as breakage of the punching tool. Therefore, the upper limit is set to Hv280.
【００３５】(m) オーステンパー後の鋼組織 オーステンパーのような調質熱処理を施すことにより、
鋼中にはベイナイトと焼戻しマルテンサイトが形成され
る他、さらに残留オーステナイトが形成される。この残
留オーステナイトは高強度域での延性の向上に寄与して
おり、その有効性を確保するには体積率で１％以上の形
成が必要である。しかし、過度に形成させると、塑性歪
により誘起したマルテンサイトが靱性を劣化させるの
で、通常、体積率の上限は20％程度とすることが望まし
い。なお、焼戻しマルテンサイトの量については特に制
限はないが、伸びを向上させるために20体積％以下に抑
制することが望ましい。(M) Steel structure after austempering By subjecting to tempering heat treatment like austempering,
In the steel, bainite and tempered martensite are formed, and further, retained austenite is formed. This retained austenite contributes to the improvement of ductility in the high-strength region, and it is necessary to form at least 1% by volume in order to ensure its effectiveness. However, when formed excessively, martensite induced by plastic strain deteriorates toughness, so that generally the upper limit of the volume ratio is preferably about 20%. The amount of tempered martensite is not particularly limited, but is desirably suppressed to 20% by volume or less in order to improve elongation.
【００３６】[0036]
【実施例】(実施例１)本例では、表１に示す鋼組成を有
する本発明鋼および比較鋼を真空溶解炉で溶製した。板
厚30mmの鋼塊とした後、板厚３mmに熱間圧延し、酸洗を
経て厚さ1.5mmの冷延鋼板とし、さらに670 ℃×12ｈ均
熱する球状化焼鈍を行った。このようにして得られた鋼
板よりJIS13B型引張試験片を作成し、860 ℃×20min 均
熱後、290 ℃の塩浴に投入し、40min 均熱するオーステ
ンパー処理を行った。このときの鋼中の組織比率と機械
的特性を同じく表１に示す。EXAMPLES (Example 1) In this example, a steel of the present invention and a comparative steel having the steel compositions shown in Table 1 were melted in a vacuum melting furnace. After forming a steel ingot having a thickness of 30 mm, the steel ingot was hot-rolled to a thickness of 3 mm, cold-rolled to a thickness of 1.5 mm through pickling, and subjected to spheroidizing annealing at 670 ° C. for 12 hours. A JIS13B-type tensile test piece was prepared from the steel sheet thus obtained, and after soaking at 860 ° C. for 20 minutes, placed in a salt bath at 290 ° C. and subjected to an austempering process soaking at 40 minutes. Table 1 also shows the structure ratio and mechanical properties in the steel at this time.
【００３７】表１に示す結果からも分かるように、鋼１
〜４のようにＣ量が本発明範囲からはずれた鋼種ではベ
イナイトが減少するなどの組織的な変化が生じ、十分な
引張強度・伸びのバランスが得られない。As can be seen from the results shown in Table 1, steel 1
Steel grades having a C content out of the range of the present invention, such as Nos. 4 to 4, cause structural changes such as a decrease in bainite, and a sufficient balance between tensile strength and elongation cannot be obtained.
【００３８】一方、鋼５〜12のようにTi、Nb量が本発明
範囲からはずれてもオーステナイトの粗粒化等の問題に
より十分な引張強度・伸びのバランスが得られない。さ
らに、Cr、Mo量が本発明範囲を下回ると十分な引張強度
・伸びのバランスが得られない。また、Cr、Mo、Ni量が
本発明範囲を上回っても効果は飽和する。On the other hand, even if the amounts of Ti and Nb deviate from the range of the present invention as in steels 5 to 12, a sufficient balance between tensile strength and elongation cannot be obtained due to problems such as coarse graining of austenite. Further, if the amounts of Cr and Mo are below the range of the present invention, a sufficient balance between tensile strength and elongation cannot be obtained. Further, even if the amounts of Cr, Mo and Ni exceed the range of the present invention, the effect is saturated.
【００３９】鋼13〜16はNiの含有量が、本発明範囲内に
おいても低い水準で、鋼中の残留γは少な目となるが、
本発明の前提となる引張強度を確保しながら、引張強度
×伸びの規定値は充足しうる。The steels 13 to 16 have a low Ni content within the scope of the present invention, and the residual γ in the steel is small.
The specified value of (tensile strength × elongation) can be satisfied while securing the tensile strength which is the premise of the present invention.
【００４０】しかし、鋼21のようにNiが本発明の範囲を
下回り、かつ、Mn、Cr、Moも本発明の範囲中の低めの含
有率であった場合、引張強度、伸びともに本発明の目標
となる値が得られない。また鋼23のように、Mn、Cr、M
o、Niそれぞれが規定範囲内の含有率であっても、その
総和が規定範囲を超える場合、伸びが低下する場合が生
じる。However, when Ni is lower than the range of the present invention as in steel 21 and Mn, Cr and Mo also have lower contents in the range of the present invention, both tensile strength and elongation of the present invention are satisfied. The target value cannot be obtained. Also, like steel 23, Mn, Cr, M
Even if the content of each of o and Ni is within the specified range, if the sum exceeds the specified range, the elongation may decrease.
【００４１】[0041]
【表１】 [Table 1]
【００４２】(実施例２)表１に示す鋼15( 本発明鋼) を
真空溶解炉で溶製し、板厚30mmの鋼塊とした後、板厚３
mmに熱間圧延し、酸洗を経て厚さ1.8 mmの冷延鋼板とし
た。この鋼板よりJIS13B型引張試験片を作成し、この後
の球状化焼鈍、オーステンパー処理を行ってから引張試
験を行い、それらの球状化焼鈍条件、オーステンパー処
理条件による引張強度、伸びへの影響を決定し、結果を
表２に示す。(Example 2) Steel 15 shown in Table 1 (the steel of the present invention) was melted in a vacuum melting furnace to form a steel ingot having a thickness of 30 mm.
It was hot rolled to a thickness of 1.8 mm and pickled to obtain a cold-rolled steel sheet having a thickness of 1.8 mm. A JIS13B type tensile test piece was prepared from this steel sheet, and then subjected to spheroidizing annealing and austempering, followed by a tensile test, and the effects on spheroidizing annealing conditions and austempering conditions on tensile strength and elongation And the results are shown in Table 2.
【００４３】プロセスＡに示すように本発明条件よりも
オーステナイト化加熱温度が低い場合、引張強度が低下
する。一方、プロセスＤのようにオーステナイト化加熱
温度が高い場合、伸びが低下する。また加熱時間は、本
発明条件よりも短い場合、引張強度が低下し、長い場
合、伸びが低下する。As shown in the process A, when the austenitizing heating temperature is lower than the condition of the present invention, the tensile strength decreases. On the other hand, when the austenitizing heating temperature is high as in the process D, the elongation decreases. If the heating time is shorter than the conditions of the present invention, the tensile strength decreases, and if it is longer, the elongation decreases.
【００４４】また、球状化焼鈍温度は、本発明範囲より
も低い場合も高い場合も硬度が上昇し、打抜き性等塑性
加工性に悪影響を及ぼす。また均熱時間が本発明範囲よ
りも短い場合、同様に硬度が高い。一方、均熱時間を過
度に増大させても、硬度の減少は飽和する。Further, when the spheroidizing annealing temperature is lower or higher than the range of the present invention, the hardness increases, which adversely affects plastic workability such as punching property. When the soaking time is shorter than the range of the present invention, the hardness is similarly high. On the other hand, if the soaking time is excessively increased, the decrease in hardness is saturated.
【００４５】[0045]
【表２】 [Table 2]
【００４６】(実施例３)表３に示す鋼25〜38を50kg真空
溶解炉で溶製して、鋼塊とし25mm厚のスラブに鍛造した
後、板幅180 mmとしてから、鋼25〜29は板厚2.4 mmに、
鋼30〜36は板厚1.8 mmに、鋼37、38は板厚3.2 mmにそれ
ぞれ熱間圧延し、酸洗デスケール後、730 ℃で12ｈ均熱
する焼鈍処理を行った。その後、鋼25〜29、37、38は、
板厚1.8mmまで冷間圧延した。(Example 3) Steels 25 to 38 shown in Table 3 were melted in a 50 kg vacuum melting furnace to form steel ingots and forged into slabs having a thickness of 25 mm. Is 2.4 mm thick,
Steels 30 to 36 were hot-rolled to a thickness of 1.8 mm and steels 37 and 38 were each hot-rolled to a thickness of 3.2 mm. After descaling by pickling, an annealing treatment was performed at 730 ° C. for 12 hours. Then steel 25-29, 37, 38
It was cold rolled to a thickness of 1.8 mm.
【００４７】加工時の打抜き性の評価として、直径30mm
の円板を20ｔクランクプレスでクリアランス５％で打抜
き、円板のバリ高さを投影機で測定し、バリ高さが0.05
mmを超えるものを不良、また、破断面積率が95％を超え
るものも不良として判定し、表３の評価の欄に○×で記
載した。As an evaluation of the punching property during processing, a diameter of 30 mm
Was punched out with a clearance of 5% using a 20t crank press, and the burr height of the disc was measured with a projector.
Those exceeding mm were determined to be defective, and those having a fracture area ratio exceeding 95% were also determined to be defective.
【００４８】また、JIS ５号試験片に加工した後、860
℃×20min 均熱後、260 ℃の塩浴に焼入れる、オーステ
ンパー処理を行い、得られた試験片の強度を測定した。
結果を同じく表３にまとめて示す。After processing into JIS No. 5 test piece, 860
After soaking in a salt bath at 260 ° C. and austempering, the strength of the obtained test piece was measured.
The results are also summarized in Table 3.
【００４９】[0049]
【表３】 [Table 3]
【００５０】[0050]
【発明の効果】以上に示すように、本発明にかかる薄鋼
板は、およそ2000N/mm2 を超える強度域での伸びが従来
鋼種よりも優れており、自動車、特に四輪駆動車の駆動
伝達系統等、複雑な形状でかつ非常に高強度での引張強
度・伸びバランスに優れた部品の製造に適しており、今
後、駆動系ユニットのコンパクト化、軽量化に寄与でき
るものと期待できる。As described above, the thin steel sheet according to the present invention has a higher elongation in the strength range exceeding about 2000 N / mm 2 than the conventional steel type, and is capable of transmitting power to automobiles, especially four-wheel drive vehicles. It is suitable for the production of parts having a complicated shape and a very high strength and excellent balance of tensile strength and elongation, such as a system, and can be expected to contribute to making the drive system unit more compact and lighter in the future.
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 切畑 敦詞 和歌山市湊1850番地 住友金属工業株式会 社和歌山製鉄所内 (72)発明者 水井 直光 大阪市中央区北浜４丁目５番33号 住友金 属工業株式会社内 (72)発明者 栗田 真人 大阪市中央区北浜４丁目５番33号 住友金 属工業株式会社内 Ｆターム(参考） 4K037 EA01 EA06 EA07 EA11 EA15 EA17 EA18 EA19 EA20 EA23 EA27 EA31 EB11 ──────────────────────────────────────────────────続 き Continuing from the front page (72) Inventor Atsushi Kiribata 1850 Minato, Wakayama City Sumitomo Metal Industries Co., Ltd. Inside Wakayama Works (72) Inventor Naomi Mitsui 4-5-33 Kitahama, Chuo-ku, Osaka Sumitomo Gold (72) Inventor Masato Kurita 4-5-33 Kitahama, Chuo-ku, Osaka City F-term (reference) 4K037 EA01 EA06 EA07 EA11 EA15 EA17 EA18 EA19 EA20 EA23 EA27 EA31 EB11
Claims (4)
％、 Ｐ：0.030 ％以下、Cr：0.40〜0.60％、Mo：0.10〜0.50
％、 Ti：0.005 〜0.100 ％、Nb：0.005 〜0.100 ％、Ni：0.
05〜1.00％、 sol.Al：0.10％以下、Ｎ：0.0020％超0.0080％以下、 かつ (Mn＋Cr＋Mo＋Ni) ：0.8 〜2.0 ％を満足し、 残部が実質的にFeおよび不可避的不純物から成る鋼組成
を有する、高炭素薄鋼板。C. 0.45 to 0.75%, Si: 0.05 to 0.50%, Mn: 0.05 to 1.00 by weight ratio.
%, P: 0.030% or less, Cr: 0.40 to 0.60%, Mo: 0.10 to 0.50
%, Ti: 0.005 to 0.100%, Nb: 0.005 to 0.100%, Ni: 0.
05-1.00%, sol.Al: 0.10% or less, N: more than 0.0020%, 0.0080% or less, and (Mn + Cr + Mo + Ni): 0.8-2.0%, with the balance being substantially composed of Fe and inevitable impurities. High carbon steel sheet.
らなる、請求項１記載の高炭素薄鋼板。2. The high carbon thin steel sheet according to claim 1, comprising a ferrite + spheroidized cementite structure.
求項１または２記載の高炭素薄鋼板。3. The high carbon thin steel sheet according to claim 1, which has a Vickers hardness Hv of 180 to 280.
％、 Ｐ：0.030 ％以下、Cr：0.40〜0.60％、Mo：0.10〜0.50
％、 Ti：0.005 〜0.100 ％、Nb：0.005 〜0.100 ％、Ni：0.
05〜1.00％、 sol.Al：0.10％以下、Ｎ：0.0020％超0.0080％以下、 かつ (Mn＋Cr＋Mo＋Ni) ：0.8 〜2.0 ％を満足し、 残部が実質的にFeおよび不可避的不純物から成る鋼組成
を有し、オーステンパーを行って得られる、ベイナイ
ト、焼戻しマルテンサイトおよび１〜20体積％の残留オ
ーステナイトから成る、引張強度(TS)：1800N/mm2 以上
で、引張強度(TS)×伸び(El)が1.2 ×104N/mm2・％以上
の引張強度・伸びのバランスに優れた高炭素薄鋼板。4. C: 0.45 to 0.75%, Si: 0.05 to 0.50%, Mn: 0.05 to 1.00 by weight ratio.
%, P: 0.030% or less, Cr: 0.40 to 0.60%, Mo: 0.10 to 0.50
%, Ti: 0.005 to 0.100%, Nb: 0.005 to 0.100%, Ni: 0.
05-1.00%, sol.Al: 0.10% or less, N: more than 0.0020%, 0.0080% or less, and (Mn + Cr + Mo + Ni): 0.8-2.0%, with the balance being substantially composed of Fe and inevitable impurities. Having a tensile strength (TS) of not less than 1800 N / mm 2 and a tensile strength (TS) × elongation (El) comprising bainite, tempered martensite and 1 to 20% by volume of retained austenite obtained by austempering. ) Is a high carbon thin steel sheet with excellent balance of tensile strength and elongation of 1.2 × 10 4 N / mm 2 ·% or more.
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP32337698A JP2000144311A (en) | 1998-11-13 | 1998-11-13 | High carbon thin steel sheet |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A02 | Decision of refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 Effective date: 20030128 |