JP2588421B2 - 延性に優れた超高強度鋼材の製造方法 - Google Patents
延性に優れた超高強度鋼材の製造方法Info
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- JP2588421B2 JP2588421B2 JP63087239A JP8723988A JP2588421B2 JP 2588421 B2 JP2588421 B2 JP 2588421B2 JP 63087239 A JP63087239 A JP 63087239A JP 8723988 A JP8723988 A JP 8723988A JP 2588421 B2 JP2588421 B2 JP 2588421B2
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
- C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
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- Materials Engineering (AREA)
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Description
【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 本発明は、自動車などの鋼構造物に用いられる高強度
と高延性を兼ね備えた複合組織を有する超高強度鋼材の
製造方法に関する。
と高延性を兼ね備えた複合組織を有する超高強度鋼材の
製造方法に関する。
近年、自動車産業においては燃費と走行性能向上を目
指してグラム単位の軽量化が図られている。このため、
高強度鋼板の使用比率が高くなっている。しかし、ハイ
テン化率、高張力化とも現在では飽和しつつある。この
理由としては、引張り強さ（TS）100kgf/mm2を超える超
高強度鋼板は概して加工性に乏しく、また多量の強化元
素を含み溶接性が劣るなどの問題点のために部品への成
形、溶接が困難であることが考えられる。したかって、
優れた加工性と溶接性を有するTSが100kgf/mm2以上の超
高強度鋼板が開発されれば、産業上の利点はきわめて大
きいといえる。
指してグラム単位の軽量化が図られている。このため、
高強度鋼板の使用比率が高くなっている。しかし、ハイ
テン化率、高張力化とも現在では飽和しつつある。この
理由としては、引張り強さ（TS）100kgf/mm2を超える超
高強度鋼板は概して加工性に乏しく、また多量の強化元
素を含み溶接性が劣るなどの問題点のために部品への成
形、溶接が困難であることが考えられる。したかって、
優れた加工性と溶接性を有するTSが100kgf/mm2以上の超
高強度鋼板が開発されれば、産業上の利点はきわめて大
きいといえる。
超高強度鋼板の強化方法としては従来回復焼鈍法，
析出強化法，変態強化法が主なものであるが、回
復焼鈍法，析出強化法で強化された鋼板はTSが80kgf/
mm2を超えると延性の低下が著しく、TSが100kgf/mm2級
に対する強化法としては満足できるものではない。変
態強化法に属するものに、フェライト，マルテンサイト
の２相鋼、いわゆるDual−Phase鋼（特公昭56−11741）
がある。この鋼はマルテンサイトで強度は、フェライト
で延性を確保することを狙ったもので、超高強度鋼板と
して比較的良好な強度−延性バランスを示すが、それで
もTSが100kgf/mm2級では伸び（El）の値は高々15％に過
ぎず、プレス加工などに対応しうるものではない。この
ように、従来型の超高強度鋼板は、延性を犠牲にして強
度を得ているために強度−延性バランスの指標とされて
いるTS［kgf/mm2］×El［％］の値も1800程度が限界で
あった。
析出強化法，変態強化法が主なものであるが、回
復焼鈍法，析出強化法で強化された鋼板はTSが80kgf/
mm2を超えると延性の低下が著しく、TSが100kgf/mm2級
に対する強化法としては満足できるものではない。変
態強化法に属するものに、フェライト，マルテンサイト
の２相鋼、いわゆるDual−Phase鋼（特公昭56−11741）
がある。この鋼はマルテンサイトで強度は、フェライト
で延性を確保することを狙ったもので、超高強度鋼板と
して比較的良好な強度−延性バランスを示すが、それで
もTSが100kgf/mm2級では伸び（El）の値は高々15％に過
ぎず、プレス加工などに対応しうるものではない。この
ように、従来型の超高強度鋼板は、延性を犠牲にして強
度を得ているために強度−延性バランスの指標とされて
いるTS［kgf/mm2］×El［％］の値も1800程度が限界で
あった。
このような超高強度鋼板の延性改善を図る手段とし
て、残留オーステナイトのTRIP（Transformation Induc
ed Plasticity:変態誘起塑性）効果を利用する方法が、
特公昭第58−42246に提示されている。この方法によれ
ばTSが100kgf/mm2以上で、Elが30％以上を示し、Ｔ×El
の値が3000を超す高延性高強度鋼板の製造が可能であ
る。しかしながら、この方法ではＣが0.35〜0.85％と高
いことがら溶接性に問題があるため自動車用鋼板として
の適用性は狭い。
て、残留オーステナイトのTRIP（Transformation Induc
ed Plasticity:変態誘起塑性）効果を利用する方法が、
特公昭第58−42246に提示されている。この方法によれ
ばTSが100kgf/mm2以上で、Elが30％以上を示し、Ｔ×El
の値が3000を超す高延性高強度鋼板の製造が可能であ
る。しかしながら、この方法ではＣが0.35〜0.85％と高
いことがら溶接性に問題があるため自動車用鋼板として
の適用性は狭い。
本発明は以上のような超高強度鋼板の持つ問題点を解
消し、低炭素濃度でMn添加鋼において２回焼鈍または焼
鈍−冷延−焼鈍の工程制御によるTRIP効果を発揮するに
充分な量の残留オーステナイトを含むフェライト＋マル
テンサイト＋残留オーステナイトの微細混合組織を有
し、TS×Elの値が3000を超える延性に優れた超高強度鋼
材を得ることを目的とする。
消し、低炭素濃度でMn添加鋼において２回焼鈍または焼
鈍−冷延−焼鈍の工程制御によるTRIP効果を発揮するに
充分な量の残留オーステナイトを含むフェライト＋マル
テンサイト＋残留オーステナイトの微細混合組織を有
し、TS×Elの値が3000を超える延性に優れた超高強度鋼
材を得ることを目的とする。
本発明は残留オーステナイトのTRIP効果による延性の
著しい向上を利用して延性に優れた超高強度鋼を製造し
ようというもので、その手段は低炭素濃度でMnを添加し
た鋼においてα＋γ２相域の本発明者が見出した所定の
温度範囲に加熱保持し冷却したのちそのまま、または冷
延して再びα＋γ２相域の本発明者が見出した別の所定
の温度範囲に加熱保持し冷却することにより結晶粒を著
しく微細化したフェライト＋マルテンサイト＋残留オー
ステナイトの混合組織を生成させれば、残留オーステナ
イトのTRIP効果と結晶粒微細化効果の相乗作用によって
TS×Elの値が3000以上を示し、かつTSが100kgf/mm2以上
を示す鋼が得られるという知見にもとづくものである。
著しい向上を利用して延性に優れた超高強度鋼を製造し
ようというもので、その手段は低炭素濃度でMnを添加し
た鋼においてα＋γ２相域の本発明者が見出した所定の
温度範囲に加熱保持し冷却したのちそのまま、または冷
延して再びα＋γ２相域の本発明者が見出した別の所定
の温度範囲に加熱保持し冷却することにより結晶粒を著
しく微細化したフェライト＋マルテンサイト＋残留オー
ステナイトの混合組織を生成させれば、残留オーステナ
イトのTRIP効果と結晶粒微細化効果の相乗作用によって
TS×Elの値が3000以上を示し、かつTSが100kgf/mm2以上
を示す鋼が得られるという知見にもとづくものである。
すなわち本発明は （１）重量パーセントで C:0.05〜0.3％,Si:3％以下,Mn:4〜６％，残部Feおよ
び不可避的不純物よりなる鋼をAc1＋（Ac3−Ac1）×1/1
0〜Ac1＋（Ac3−Ac1）×3/4の温度域に１時間〜30時間
加熱保持して炉冷以上の冷却速度で室温まで冷却したの
ち、これをAc1〜Ac1＋（Ac3−Ac1）×3/4の温度域に30
秒間〜30分間加熱保持し、任意の方法で室温まで冷却す
ることからなる延性に優れた超高強度鋼の製造方法およ
び、 （２）重量パーセントで C:0.05〜0.3％,Si:3％以下,Mn:4〜６％，残部Feおよ
び不可避的不純物よりなる鋼をAc1＋（Ac3−Ac1）×1/1
0〜Ac1＋（Ac3−Ac1）×3/4の温度域に１時間〜30時間
加熱保持して炉冷以上の冷却速度で室温まで冷却し、冷
間加工を施したのち、これをAc1〜Ac1（Ac3−Ac1）×3/
4の温度域に30秒間〜30分間加熱保持し、任意の方法で
室温まで冷却することを特徴とする延性に優れた超高強
度鋼材の製造方法を提供する。
び不可避的不純物よりなる鋼をAc1＋（Ac3−Ac1）×1/1
0〜Ac1＋（Ac3−Ac1）×3/4の温度域に１時間〜30時間
加熱保持して炉冷以上の冷却速度で室温まで冷却したの
ち、これをAc1〜Ac1＋（Ac3−Ac1）×3/4の温度域に30
秒間〜30分間加熱保持し、任意の方法で室温まで冷却す
ることからなる延性に優れた超高強度鋼の製造方法およ
び、 （２）重量パーセントで C:0.05〜0.3％,Si:3％以下,Mn:4〜６％，残部Feおよ
び不可避的不純物よりなる鋼をAc1＋（Ac3−Ac1）×1/1
0〜Ac1＋（Ac3−Ac1）×3/4の温度域に１時間〜30時間
加熱保持して炉冷以上の冷却速度で室温まで冷却し、冷
間加工を施したのち、これをAc1〜Ac1（Ac3−Ac1）×3/
4の温度域に30秒間〜30分間加熱保持し、任意の方法で
室温まで冷却することを特徴とする延性に優れた超高強
度鋼材の製造方法を提供する。
本発明において製造される超高強度鋼材が非常に優れ
た延性を示す理由は残留オーステナイトのTRIP効果によ
るものである。残留オーステナイトを20〜40％含む複合
組織鋼板においてTRIP効果を効果的に起させるために
は、残留オーステナイトが歪に対して適度に安定で、か
つ微細に分布している必要がある。本発明によって製造
した鋼材に含まれる残留オーステナイトは平均粒径３μ
ｍ以下、Ms点は液体窒素温度（−196℃）以下、組織中
に占める体積率は20〜40％である。この残留オーステナ
イトと共存する組織は等軸状のフェライトとマルテンサ
イトで、いずれも平均粒径３μｍ如何である。このよう
な微細かつ安定性の高い残留オーステナイトを含む微細
混合組織は２回焼鈍、および焼鈍−冷間加工−焼鈍の工
程制御によって得られるものである。一般に多重焼入れ
を行うと組織が微細化されることは良く知られている
が、本発明のような二相域加熱の場合でも冷却過程の低
温変態生成物を再び二相加熱で一部をオーステナイト化
して冷却すると、１回焼鈍だけのものより微細化され
る。本発明による低炭素−Mn添加鋼の場合はMnの効果に
よって拡散変態が大幅に抑制されて低温変態生成物は一
部ベイナイトや残留オーステナイトを含む場合もあるが
マルテンサイト主体である。マルテンサイトはそれ自体
非常に微細な素質であるので２回焼鈍による微細化も非
常に効果的に達成できる。また、二相域加熱−冷却によ
って得られるフェライト＋マルテンサイト＋残留オース
テナイト混合組織を冷間加工して残留オーステナイトを
マルテンサイトに歪誘起変態させておいて再び２相域に
加熱すると、加工されたフェライト，マルテンサイトは
再結晶によって更に微細化し、歪誘起マルテンサイトは
微細なオーステナイト粒に逆変態するので、２回焼鈍の
場合よりもさらに微細化することができる。こうして微
細化されたフェライト＋マルテンサイト＋残留オーステ
ナイト混合組織において、残留オーステナイトTRIP効果
は最大限に発揮される。
た延性を示す理由は残留オーステナイトのTRIP効果によ
るものである。残留オーステナイトを20〜40％含む複合
組織鋼板においてTRIP効果を効果的に起させるために
は、残留オーステナイトが歪に対して適度に安定で、か
つ微細に分布している必要がある。本発明によって製造
した鋼材に含まれる残留オーステナイトは平均粒径３μ
ｍ以下、Ms点は液体窒素温度（−196℃）以下、組織中
に占める体積率は20〜40％である。この残留オーステナ
イトと共存する組織は等軸状のフェライトとマルテンサ
イトで、いずれも平均粒径３μｍ如何である。このよう
な微細かつ安定性の高い残留オーステナイトを含む微細
混合組織は２回焼鈍、および焼鈍−冷間加工−焼鈍の工
程制御によって得られるものである。一般に多重焼入れ
を行うと組織が微細化されることは良く知られている
が、本発明のような二相域加熱の場合でも冷却過程の低
温変態生成物を再び二相加熱で一部をオーステナイト化
して冷却すると、１回焼鈍だけのものより微細化され
る。本発明による低炭素−Mn添加鋼の場合はMnの効果に
よって拡散変態が大幅に抑制されて低温変態生成物は一
部ベイナイトや残留オーステナイトを含む場合もあるが
マルテンサイト主体である。マルテンサイトはそれ自体
非常に微細な素質であるので２回焼鈍による微細化も非
常に効果的に達成できる。また、二相域加熱−冷却によ
って得られるフェライト＋マルテンサイト＋残留オース
テナイト混合組織を冷間加工して残留オーステナイトを
マルテンサイトに歪誘起変態させておいて再び２相域に
加熱すると、加工されたフェライト，マルテンサイトは
再結晶によって更に微細化し、歪誘起マルテンサイトは
微細なオーステナイト粒に逆変態するので、２回焼鈍の
場合よりもさらに微細化することができる。こうして微
細化されたフェライト＋マルテンサイト＋残留オーステ
ナイト混合組織において、残留オーステナイトTRIP効果
は最大限に発揮される。
まず、本発明の化学成分的要因について述べる。
Ｃはオーステナイト安定化元素であり、残留オーステ
ナイトの形成に必要不可欠な元素である。Ｃが0.05％以
下ではオーステナイト安定化効果が不充分なため延性を
向上させるために充分な残留オーステナイト量が得られ
ない。0.3％を超えると溶接性の劣化が著しくなるので
0.3％以下とする。
ナイトの形成に必要不可欠な元素である。Ｃが0.05％以
下ではオーステナイト安定化効果が不充分なため延性を
向上させるために充分な残留オーステナイト量が得られ
ない。0.3％を超えると溶接性の劣化が著しくなるので
0.3％以下とする。
Siは本発明においては引張り強さや伸びには影響を及
ぼさず、降伏点を上昇させる効果を有する元素である。
すなわち、Si含有量が低い場合には降伏点が低く、Si含
有量が高い場合には降伏点が高いのでSi含有量によって
降伏点（降伏比）の制御が可能である。３％を超えると
その効果が飽和するばかりでなく、Ac3点の上昇を招い
て製造性に困難を来すのみであるので上限を３％とす
る。
ぼさず、降伏点を上昇させる効果を有する元素である。
すなわち、Si含有量が低い場合には降伏点が低く、Si含
有量が高い場合には降伏点が高いのでSi含有量によって
降伏点（降伏比）の制御が可能である。３％を超えると
その効果が飽和するばかりでなく、Ac3点の上昇を招い
て製造性に困難を来すのみであるので上限を３％とす
る。
Mnはオーステナイト安定化元素であり本発明では残留
オーステナイトを得るためのＣの代替元素、および結晶
粒微細化をもたらす元素として重要である。Mnを５％程
度添加すると拡散変態は大幅に抑制され、焼鈍温度から
の冷各過程で炉冷以上の冷却速度ならばマルテンサイト
以外の変態生成物は生成しないので、焼鈍時を相比率
（α：γ）と室温における相比率（α：α′＋γ）が等
しいことになり、組織制御上で焼鈍温度と焼鈍時間だけ
を考慮すれば鋼板の組織中の（α：α′＋γ）の比率を
制御できることになる。鋼板引張り強さは最終的な組織
比率によって決まるので、焼鈍温度と焼鈍時間を変える
ことによって鋼板の引張り強さが制御できることがわか
る。Mn添加量が４％未満では残留オーステナイト生成が
不充分で、かつ冷却過程でフェライト，パーライト，ベ
イナイトなどの変態生成物が生成しやすくなるために下
限を４％とする。６％を超えると残留オーステナイトは
さらに増加するが、必ずしも延性が向上するとは限らず
単に製造コストを上昇させるのみであるから上限を６％
とする。
オーステナイトを得るためのＣの代替元素、および結晶
粒微細化をもたらす元素として重要である。Mnを５％程
度添加すると拡散変態は大幅に抑制され、焼鈍温度から
の冷各過程で炉冷以上の冷却速度ならばマルテンサイト
以外の変態生成物は生成しないので、焼鈍時を相比率
（α：γ）と室温における相比率（α：α′＋γ）が等
しいことになり、組織制御上で焼鈍温度と焼鈍時間だけ
を考慮すれば鋼板の組織中の（α：α′＋γ）の比率を
制御できることになる。鋼板引張り強さは最終的な組織
比率によって決まるので、焼鈍温度と焼鈍時間を変える
ことによって鋼板の引張り強さが制御できることがわか
る。Mn添加量が４％未満では残留オーステナイト生成が
不充分で、かつ冷却過程でフェライト，パーライト，ベ
イナイトなどの変態生成物が生成しやすくなるために下
限を４％とする。６％を超えると残留オーステナイトは
さらに増加するが、必ずしも延性が向上するとは限らず
単に製造コストを上昇させるのみであるから上限を６％
とする。
このような成分を有する鋼は前述のように非常に拡散
速度が遅いため、完全オーステナイト化状態から通常考
えられる冷却速度で冷却すればほとんどがマルテンサイ
ト組織、あるいはベイナイト組織となり特別な処理を施
さないかぎり初析フェライトやパーライトを生成させる
ことはできない。よって本発明によって鋼材を製造する
場合、素材製造段階で必然的にマルテンサイトあるいは
ベイナイトの主体の組織が得られる。
速度が遅いため、完全オーステナイト化状態から通常考
えられる冷却速度で冷却すればほとんどがマルテンサイ
ト組織、あるいはベイナイト組織となり特別な処理を施
さないかぎり初析フェライトやパーライトを生成させる
ことはできない。よって本発明によって鋼材を製造する
場合、素材製造段階で必然的にマルテンサイトあるいは
ベイナイトの主体の組織が得られる。
そこで、マルテンサイトあるいはベイナイト組織を有
する鋼をα＋γ２相域である本発明者ら見出したAc1＋
（Ac3−Ac1）×1/10〜Ac1＋（Ac3−Ac1）×3/4の温度域
に１時間〜30時間加熱保持することによってマルテンサ
イトが焼き戻されてできる微細な炭化物、あるいはベイ
ナイト中の微細な炭化物を核にしてオーステナトを成長
させてα／γ２相域状態とし、α／γ界面でのC,Mnの分
配を進行させる。これによって、C,Mnの著しく濃縮した
オーステナイトができる。これを温室まで冷却してもオ
ーステナイトの一部はマルテンサイトに変わるもののフ
ェライト＋マルテンサイト＋残留オーステナイトの３相
混合組織が得られる。加熱温度がAc1＋（Ac3−Ac1）×1
/10以下では炭化物を核にしたオーステナイトの生成が
不充分で、室温において充分な量の残留オーステナイト
を得ることができない。加熱温度がAc1＋（Ac3−Ac1）
×3/4以上では、フェライトの比率が低いためにオース
テナイト中のC,Mnの濃縮が不充分で、２次焼鈍を施して
もC,Mn濃度の高い残留オーステナイトを得られない。ま
た、１次焼鈍後にマルテンサイトが多量に生成するた
め、１次焼鈍後の冷間加工が困難になる。よって、焼鈍
温度はAc1＋（Ac3−Ac1）×1/10〜Ac1＋（Ac3−Ac1）×
3/4の範囲とする。焼鈍時間はα／γ間のC,Mnの分配量
に大きく影響する。Ｃは比較的短時間でオーステナイト
中に濃縮されるが、Mnは鋼中における拡散速度が遅いた
めに少なくとも１時間の焼鈍を施さなくては充分に濃縮
させることはできないが、30時間を超えて焼鈍してもそ
の効果は飽和するので焼鈍時間は１時間〜30時間とす
る。該温度範囲内で２相域加熱を施した鋼は、γ中にC,
Mnが著しく濃縮しているため冷却過程においては通常の
冷却速度であればマルテンサイト以外の変態生成物は生
成しないので、冷却速度は炉冷以上とする。
する鋼をα＋γ２相域である本発明者ら見出したAc1＋
（Ac3−Ac1）×1/10〜Ac1＋（Ac3−Ac1）×3/4の温度域
に１時間〜30時間加熱保持することによってマルテンサ
イトが焼き戻されてできる微細な炭化物、あるいはベイ
ナイト中の微細な炭化物を核にしてオーステナトを成長
させてα／γ２相域状態とし、α／γ界面でのC,Mnの分
配を進行させる。これによって、C,Mnの著しく濃縮した
オーステナイトができる。これを温室まで冷却してもオ
ーステナイトの一部はマルテンサイトに変わるもののフ
ェライト＋マルテンサイト＋残留オーステナイトの３相
混合組織が得られる。加熱温度がAc1＋（Ac3−Ac1）×1
/10以下では炭化物を核にしたオーステナイトの生成が
不充分で、室温において充分な量の残留オーステナイト
を得ることができない。加熱温度がAc1＋（Ac3−Ac1）
×3/4以上では、フェライトの比率が低いためにオース
テナイト中のC,Mnの濃縮が不充分で、２次焼鈍を施して
もC,Mn濃度の高い残留オーステナイトを得られない。ま
た、１次焼鈍後にマルテンサイトが多量に生成するた
め、１次焼鈍後の冷間加工が困難になる。よって、焼鈍
温度はAc1＋（Ac3−Ac1）×1/10〜Ac1＋（Ac3−Ac1）×
3/4の範囲とする。焼鈍時間はα／γ間のC,Mnの分配量
に大きく影響する。Ｃは比較的短時間でオーステナイト
中に濃縮されるが、Mnは鋼中における拡散速度が遅いた
めに少なくとも１時間の焼鈍を施さなくては充分に濃縮
させることはできないが、30時間を超えて焼鈍してもそ
の効果は飽和するので焼鈍時間は１時間〜30時間とす
る。該温度範囲内で２相域加熱を施した鋼は、γ中にC,
Mnが著しく濃縮しているため冷却過程においては通常の
冷却速度であればマルテンサイト以外の変態生成物は生
成しないので、冷却速度は炉冷以上とする。
なお、表面肌並びに板厚の調整の必要から冷間圧延を
施す場合その冷延率は、材質特性への影響は小さく、特
にこだわるものではない。但し、冷間圧延の負荷能力形
状等の制約により、通常は80％以下となる。
施す場合その冷延率は、材質特性への影響は小さく、特
にこだわるものではない。但し、冷間圧延の負荷能力形
状等の制約により、通常は80％以下となる。
この鋼を１次焼鈍したのち、再び別に見出されたAc1
〜Ac1＋（Ac3−Ac1）×3/4の温度域に30秒間〜30分間保
持するという２次焼鈍を施すことによって、１次焼鈍後
の組織を更に微細化して平均粒径３μｍ以下の等軸状
の、フェライト＋マルテンサイト＋残留オーステナイト
の混合組織となる。また途中に冷間加工を施した場合
は、フェライト部の冷延組織からの再結晶、歪誘起変態
マルテンサイトからオーステナイトの逆変態によって平
均粒径２μｍ以下の等軸状の、フェライト＋マルテンサ
イト＋残留オーステナイトの混合組織となる。
〜Ac1＋（Ac3−Ac1）×3/4の温度域に30秒間〜30分間保
持するという２次焼鈍を施すことによって、１次焼鈍後
の組織を更に微細化して平均粒径３μｍ以下の等軸状
の、フェライト＋マルテンサイト＋残留オーステナイト
の混合組織となる。また途中に冷間加工を施した場合
は、フェライト部の冷延組織からの再結晶、歪誘起変態
マルテンサイトからオーステナイトの逆変態によって平
均粒径２μｍ以下の等軸状の、フェライト＋マルテンサ
イト＋残留オーステナイトの混合組織となる。
本発明鋼においては、前述のように焼鈍温度からの冷
却過程で炉冷速度ならばマルテンサイト以外の変態生成
物は生成しないために焼鈍温度と焼鈍時間を変えること
によって鋼板の引張り強さが制御できる。焼鈍温度を高
くするとフェライトが減少し残留オーステナイト＋マル
テンサイトの比率が高まるのでTSは高くなり、焼鈍温度
が低くなるとフェライトが増加するのでTSが下がる。２
回の焼鈍の間に冷間加工を施す場合には、加工組織を再
結晶させるのに時間がかかるため、焼鈍時間が短い場合
には未再結晶部分が多く降伏強さ（YS）が高いが、焼鈍
時間が長くなると再結晶部分が多くなり、YSは低下す
る。加熱温度がAc1以下では逆変態による残留オーステ
ナイトの生成が不充分なために良好な延性が得られな
い。加熱温度がAc1＋（Ac3−Ac1）×3/4以上ではオース
テナイトの比率が高まり、１回目の焼鈍で濃縮されたC,
Mnが拡散してオーステナイト中のC,Mn濃度が希薄となる
ので生成する残留オーステナイトも歪にたいして不安定
なものになる。よって加熱温度はAc1＋Ac1＋（Ac3−A
c1）×3/4に限定する。加熱時間が30秒未満ではγの生
成が不充分であるので少なくとも30秒間必要であるが、
30分間以上保持しても組織的に変化が見られないので、
加熱時間は30秒間〜30分間に限定する。
却過程で炉冷速度ならばマルテンサイト以外の変態生成
物は生成しないために焼鈍温度と焼鈍時間を変えること
によって鋼板の引張り強さが制御できる。焼鈍温度を高
くするとフェライトが減少し残留オーステナイト＋マル
テンサイトの比率が高まるのでTSは高くなり、焼鈍温度
が低くなるとフェライトが増加するのでTSが下がる。２
回の焼鈍の間に冷間加工を施す場合には、加工組織を再
結晶させるのに時間がかかるため、焼鈍時間が短い場合
には未再結晶部分が多く降伏強さ（YS）が高いが、焼鈍
時間が長くなると再結晶部分が多くなり、YSは低下す
る。加熱温度がAc1以下では逆変態による残留オーステ
ナイトの生成が不充分なために良好な延性が得られな
い。加熱温度がAc1＋（Ac3−Ac1）×3/4以上ではオース
テナイトの比率が高まり、１回目の焼鈍で濃縮されたC,
Mnが拡散してオーステナイト中のC,Mn濃度が希薄となる
ので生成する残留オーステナイトも歪にたいして不安定
なものになる。よって加熱温度はAc1＋Ac1＋（Ac3−A
c1）×3/4に限定する。加熱時間が30秒未満ではγの生
成が不充分であるので少なくとも30秒間必要であるが、
30分間以上保持しても組織的に変化が見られないので、
加熱時間は30秒間〜30分間に限定する。
つぎに本願発明を実験例および実施例によって詳細に
説明する。
説明する。
実験 C:0.19％,Si:2.05％,Mn:4.96％残部Feおよび不可避的
不純物よりなる鋼の板厚1mmの板を630℃〜730℃の各温
度で10分加熱した後空冷する熱処理を施し、JIS5号引張
試験片（GL＝50mm）に加工して引張試験を行なった。本
網のAc1変態点は627℃、Ac3変態点は751℃であるので、
Ac1＋（Ac3−Ac1）×1/10＝639（℃）、Ac1＋（Ac3−Ac
1）×3/4＝720（℃）である。引張性質は第１図に示す
通りであった。本発明の加熱温度範囲にあるものはTS×
Elの値がいずれも3000以上の優れた強度−延性バランス
を示す。
不純物よりなる鋼の板厚1mmの板を630℃〜730℃の各温
度で10分加熱した後空冷する熱処理を施し、JIS5号引張
試験片（GL＝50mm）に加工して引張試験を行なった。本
網のAc1変態点は627℃、Ac3変態点は751℃であるので、
Ac1＋（Ac3−Ac1）×1/10＝639（℃）、Ac1＋（Ac3−Ac
1）×3/4＝720（℃）である。引張性質は第１図に示す
通りであった。本発明の加熱温度範囲にあるものはTS×
Elの値がいずれも3000以上の優れた強度−延性バランス
を示す。
本実験は本発明の対象鋼組成域の略中心の組成で実施
された。本発明鋼における特徴的成分はMnとSiであり、
上記実験より引き出される結論は本発明の鋼組成域に適
用されると考えても不当ではない。
された。本発明鋼における特徴的成分はMnとSiであり、
上記実験より引き出される結論は本発明の鋼組成域に適
用されると考えても不当ではない。
実施例 第１表に示す化学組成を有する鋼を１次焼鈍を施した
のちそのまま、あるいは冷間圧延して２次焼鈍を施し、
板厚1.0mmの鋼板とした。この鋼板からJIS 5号引張り試
験片（GL＝50mm）を採取して引張り試験を行なった。第
１表において鋼番号〜は本発明範囲、はMn過少、
はＣ過少である。
のちそのまま、あるいは冷間圧延して２次焼鈍を施し、
板厚1.0mmの鋼板とした。この鋼板からJIS 5号引張り試
験片（GL＝50mm）を採取して引張り試験を行なった。第
１表において鋼番号〜は本発明範囲、はMn過少、
はＣ過少である。
製造条件と引張試験の結果を第２表に示す。試験１〜
３は本発明の条件を満たしており、TS×El≧3000の強度
−延性バランスに優れた性質を示すが、試験４と５では
Mn過少の鋼とＣ過少の鋼は最適と思われる熱処理を
施しても安定な残留オーステナイトを得ることができ
ず、延性に乏しい。本発明の範囲内において焼鈍温度と
時間を変化させれば試番6,7,8のようにYSとTSを制御で
きるが、２次焼鈍温度が過少の試験９ではフェライト量
が過大となってTSが低く、１次焼鈍温度または２次焼鈍
温度が過大の試験10,11ではマルテンサイト量が過大と
なってElが低くなりいずれも良好な強度−延性バランス
を得ることができない。１次焼鈍と２次焼鈍の間に冷間
加工をはさんだ場合は、よりいっそう結晶粒が微細化さ
れるので、13,14に示すようにYSが高くなり強度−延性
バランスも更に向上する。
３は本発明の条件を満たしており、TS×El≧3000の強度
−延性バランスに優れた性質を示すが、試験４と５では
Mn過少の鋼とＣ過少の鋼は最適と思われる熱処理を
施しても安定な残留オーステナイトを得ることができ
ず、延性に乏しい。本発明の範囲内において焼鈍温度と
時間を変化させれば試番6,7,8のようにYSとTSを制御で
きるが、２次焼鈍温度が過少の試験９ではフェライト量
が過大となってTSが低く、１次焼鈍温度または２次焼鈍
温度が過大の試験10,11ではマルテンサイト量が過大と
なってElが低くなりいずれも良好な強度−延性バランス
を得ることができない。１次焼鈍と２次焼鈍の間に冷間
加工をはさんだ場合は、よりいっそう結晶粒が微細化さ
れるので、13,14に示すようにYSが高くなり強度−延性
バランスも更に向上する。
以上の実施例から明らかなように、本発明によればTS
×Elの値が3000を超える加工性に優れた超高強度鋼板が
製造できる。
×Elの値が3000を超える加工性に優れた超高強度鋼板が
製造できる。
第１図は本発明方法の対象鋼種の代表的組成の鋼の熱処
理後の引張強さ、伸びおよび引張強さ×伸びの加熱温度
の関係を示す図である。
理後の引張強さ、伸びおよび引張強さ×伸びの加熱温度
の関係を示す図である。
フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２２Ｃ 38/00 ３０２ Ｃ２２Ｃ 38/00 ３０２Ａ 38/04 38/04 (56)参考文献 特開 昭55−131130（ＪＰ，Ａ) 特公 昭58−42246（ＪＰ，Ｂ２) 特公 昭56−11741（ＪＰ，Ｂ２)
Claims (2)
- 【請求項１】重量パーセントで C:0.05〜0.3％,Si:3％以下,Mn:4〜６％，残部Feおよび
不可避的不純物よりなる鋼をAc1＋（Ac3−Ac1）×1/10
〜Ac1＋（Ac3−Ac1）×3/4の温度域に１時間〜30時間加
熱保持して炉冷以上の冷却速度で室温まで冷却したの
ち、これをAc1〜Ac1＋（Ac3−Ac1）×3/4の温度域に30
秒間〜30分間加熱保持し、任意の方法で室温まで冷却す
ることからなる延性に優れた超高強度鋼材の製造方法。 - 【請求項２】重量パーセントで C:0.05〜0.3％,Si:3％以下,Mn:4〜６％，残部Feおよび
不可避的不純物よりなる鋼をAc1＋（Ac3−Ac1）×1/10
〜Ac1＋（Ac3−Ac1）×3/4の温度域に１時間〜30時間加
熱保持して炉冷以上の冷却速度で室温まで冷却し、冷間
加工を施したのち、これをAc1〜Ac1（Ac3−Ac1）×3/4
の温度域に30秒間〜30分間加熱保持し、任意の方法で室
温まで冷却することからなる延性に優れた超高強度鋼材
の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP63087239A JP2588421B2 (ja) | 1988-04-11 | 1988-04-11 | 延性に優れた超高強度鋼材の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP63087239A JP2588421B2 (ja) | 1988-04-11 | 1988-04-11 | 延性に優れた超高強度鋼材の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH01259121A JPH01259121A (ja) | 1989-10-16 |
| JP2588421B2 true JP2588421B2 (ja) | 1997-03-05 |
Family
ID=13909266
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP63087239A Expired - Lifetime JP2588421B2 (ja) | 1988-04-11 | 1988-04-11 | 延性に優れた超高強度鋼材の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2588421B2 (ja) |
Families Citing this family (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP4696975B2 (ja) * | 2006-03-03 | 2011-06-08 | 日本精工株式会社 | 転がり軸受 |
| JP5747249B2 (ja) * | 2011-04-15 | 2015-07-08 | 国立研究開発法人物質・材料研究機構 | 強度、延性及びエネルギー吸収能に優れた高強度鋼材とその製造方法 |
| JP5747250B2 (ja) * | 2011-04-25 | 2015-07-08 | 国立研究開発法人物質・材料研究機構 | 強度、延性及び衝撃エネルギー吸収能に優れた高強度鋼材並びにその製造方法 |
| EP2746409A1 (de) * | 2012-12-21 | 2014-06-25 | Voestalpine Stahl GmbH | Verfahren zum Wärmebehandeln eines Mangan-Stahlprodukts und Mangan-Stahlprodukt mit einer speziellen Legierung |
| WO2016001703A1 (en) | 2014-07-03 | 2016-01-07 | Arcelormittal | Method for manufacturing a high strength steel sheet and sheet obtained by the method |
| JP6158769B2 (ja) * | 2014-08-29 | 2017-07-05 | 株式会社神戸製鋼所 | 高強度高延性鋼板 |
| EP3222734A1 (de) * | 2016-03-23 | 2017-09-27 | Voestalpine Stahl GmbH | Verfahren zum temperaturbehandeln eines mangan-stahlzwischenprodukts und stahlzwischenprodukt, das entsprechend temperaturbehandelt wurde |
| JP6811690B2 (ja) * | 2017-07-05 | 2021-01-13 | 株式会社神戸製鋼所 | 鋼板およびその製造方法 |
| JP6811694B2 (ja) * | 2017-08-24 | 2021-01-13 | 株式会社神戸製鋼所 | 鋼板およびその製造方法 |
Family Cites Families (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS55131130A (en) * | 1979-03-29 | 1980-10-11 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Production of high strength steel material having low yield ratio |
| US4229487A (en) * | 1979-05-02 | 1980-10-21 | Deer Park Baking Co. | Method and apparatus to make cookies |
| JPS5842246A (ja) * | 1981-09-07 | 1983-03-11 | Toshiba Corp | 半導体装置 |
-
1988
- 1988-04-11 JP JP63087239A patent/JP2588421B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH01259121A (ja) | 1989-10-16 |
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