JP3982781B2

JP3982781B2 - High strength steel with excellent ductility

Info

Publication number: JP3982781B2
Application number: JP12202498A
Authority: JP
Inventors: 直紀丸山; 昌章杉山
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1998-05-01
Filing date: 1998-05-01
Publication date: 2007-09-26
Anticipated expiration: 2018-05-01
Also published as: JPH11315339A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、異なる構造のＣｕ粒子を複相合金鋼中のフェライト中に分布せしめることを特徴とした、延性を低下させずに高強度を与える鋼に関するものであり、引張強度３００ＭＰａ程度の軟鋼から５０００ＭＰａ程度の超高張力鋼まであらゆる強度レベルの鋼材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に加え、安全設計上、衝撃や地震によるエネルギーを吸収しうる塑性変形能に優れた鋼材が要求されており、軽量化要求の解決手段としては高強度化が、また後者の要求に対しては一様伸び特性に代表される延性の向上が不可欠である。単位強度あたりの延性の向上は、上述の要求以外にも加工性・成形性向上という観点からも極めて重要である。ところが、高強度化と高延性化は相反するものであり、双方の性質を両立することは難しいと考えられてきた。
【０００３】
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。
【０００４】
上述した（１）の方法による強化は、その母材組織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前述のようにそれに反比例して延性が低下してしまう。
【０００５】
一方、（２）の方法による強化は、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）やフェライト・オーステナイト２相組織鋼に代表されるように強度と延性をある程度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、低強度から超高強度鋼に至るあらゆる強度レベルでの強度−延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、延性をなるべく低下させることなく高強度化を実現できる技術の開発が望まれていた。
【０００６】
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９Ｒ構造を有するＣｕ粒子を含み、さらに、ｂｃｃ構造を有するＣｕ粒子およびｆｃｃ構造を有するＣｕ粒子のいずれかまたは両方を組織中に適正に制御し分布せしめることによって、フェライト・パーライト組織からなる低強度鋼から微細パーライト組織からなる超高強度鋼までの広い強度レベルにおいて、従来の析出強化法で課題となっていた高強度化による延性の低下を抑えることができることを見いだした。
【０００７】
Ｃｕを添加する鋼板としては、特開昭６１−２８８０１５号公報、特開昭６３−１６２８１１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−高延性を達成できるとしている。しかしながら、これらの先行例が示すようにｆｃｃ構造のε−Ｃｕのみでは、従来の析出強化法の範疇を超えた強度−延性バランスを達成することはできない。
【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、低強度鋼から超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伸びの劣化を抑えて、優れた強度−延性バランスを達成することができる鋼材を安価に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。
すなわち、本発明は延性に優れた高強度鋼であって、第１の発明は、質量％で、
Ｃ：０．３％以下、Ｓｉ：３．０％以下、
Ｍｎ：３．０％以下、Ｎｉ：０．５〜２５％、
Ｃｒ：１０％以下、Ｃｕ：０．５〜５．０％
を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、フェライトとオーステナイトの２相組織からなる高強度鋼において、９Ｒ構造を有するＣｕ粒子を含み、さらに、ｂｃｃ構造を有するＣｕ粒子およびｆｃｃ構造を有するＣｕ粒子のいずれかまたは両方をフェライト粒内およびフェライト粒界に含有することにより、延性が優れることを特徴とするものである。
【００１０】
第２の発明は、上記の特徴に加え、質量％で、
Ｔｉ：０．２０％以下、Ｎｂ：０．２０％以下、
Ｂ：０．０００３〜０．００５０％、
Ｎ：０．０１％以下
のうち１種または２種以上をさらに含有することを特徴とするものである。
【００１１】
第３の発明は、質量％で、
Ｃ：０．７〜０．９％、Ｓｉ：３．０％以下、
Ｍｎ：３．０％以下、Ｃｕ：０．５〜５．０％
を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、パーライトを主組織とする高強度鋼において、９Ｒ構造を有するＣｕ粒子を含み、さらに、ｂｃｃ構造を有するＣｕ粒子およびｆｃｃ構造を有するＣｕ粒子のいずれかまたは両方をパーライト組織中のフェライト内およびフェライト粒界に含むことにより延性が優れることを特徴とするものである。
【００１２】
削除
【００１３】
第４の発明は、質量％で、
Ｃ：０．００５〜０．３０％、Ｓｉ：３．０％以下、
Ｍｎ：３．０％以下、Ｃｕ：０．５〜５．０％
を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、フェライトとマルテンサイトの２相組織からなる高強度鋼において、９Ｒ構造を有するＣｕ粒子を含み、さらに、ｂｃｃ構造を有するＣｕ粒子およびｆｃｃ構造を有するＣｕ粒子のいずれかまたは両方をフェライト粒内およびフェライト粒界に含むことにより、延性が優れることを特徴とするものである。
【００１４】
本発明の第５の発明は、上記第４の発明に、質量％で、
Ｎｉ：０．５〜５．０％、Ｔｉ：０．２０％以下、
Ａｌ：０．０４％以下、Ｎ：０．０１％以下
のうち１種または２種以上をさらに含有することを特徴とするものである。
本発明の第６の発明は、上記第３の発明に、質量％で、
Ｎｉ：０．５〜５．０％、Ｃｒ：５．０％以下、
Ｔｉ：０．２０％以下、Ｎｂ：０．２０％以下、
Ａｌ：０．０４％以下，Ｎ：０．０１％以下
のうち１種または２種以上をさらに含有することを特徴とするものである。
【００１５】
なお、本発明において、強度とは引張強度を、延性とは材料の延び易さを代表する指標であれば何れでもよく、例えば一様伸び特性や絞り値を示すものである。また、ｂｃｃ構造とは体心立方構造、９Ｒ構造とは菱面体構造で最密面が９相重なり１つの単位格子を形成している構造、ｆｃｃ構造とは面心立方構造のことを意味している。なお、ｆｃｃ構造の中で、格子がわずかに歪んで３Ｒ構造に近くなっているものについては、ここではｆｃｃ構造に含めるものとする。
【００１６】
【発明の実施の形態】
本発明鋼では、フェライト・オーステナイト組織やフェライト・パーライト組織を基本とする低強度鋼から加工パーライト組織を基本とする超高強度鋼まであらゆる強度レベルの鋼種について、高強度化による一様伸びの低下を抑えて高強度を達成することができる。
【００１７】
発明者らは、種々のＣｕ粒子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、フェライト組織中に９Ｒ構造を有するＣｕ粒子（以下、９Ｒ−Ｃｕという）を含み、さらに、ｂｃｃ構造を有するＣｕ粒子（以下、ｂｃｃ−Ｃｕという）およびｆｃｃ構造を有するＣｕ粒子（以下、ｆｃｃ−Ｃｕ；別称ε−Ｃｕという）のいずれかまたは両方を分散析出させた時に、従来の析出強化法で特徴的であった高強度化に伴う一様伸び値の低下が顕著に軽減されることを見いだした。
【００１８】
この原因を解析した結果、強度向上にはｂｃｃ−Ｃｕ＞９Ｒ−Ｃｕ＞ｆｃｃ−Ｃｕの順で有効であり、一様伸び向上に対してはｆｃｃ−Ｃｕ＞９Ｒ−Ｃｕ＞ｂｃｃ−Ｃｕの順で有効であり、９Ｒ構造を有するＣｕ粒子を含み、さらに、ｂｃｃ構造を有するＣｕ粒子およびｆｃｃ構造を有するＣｕ粒子のいずれかまたは両方を複合的に分散させることで優れた延性（一様伸び）特性を保持しつつ高強度化が実現できることを見いだした。
【００１９】
いずれの構造のＣｕ粒子も、同一サイズのＮｂ（Ｃ，Ｎ），Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）等の炭窒化物の析出粒子に比較して、優れた一様伸び特性を示すが、この理由はＣｕ粒子が周囲のＦｅに比べて柔らかく変形しやすいために、変形時に転位が粒子に絡み付きにくく材料破断の起点になりにくいためであると考えられる。材料破断の起点になりにくいということは、一様伸び特性の向上だけでなく、疲労特性向上にも有効であることを示唆している。
【００２０】
さらに発明者らは、異なる構造のＣｕ粒子を利用した上述の析出強化法は、フェライト・オーステナイト２相鋼、層状のフェライト／セメンタイトからなるパーライト鋼、フェライト・パーライト２相鋼でもフェライト中におけるＣｕ粒子の構造を制御すると良好な強度一様伸び特性を与えることも明らかにした。
すなわち、本発明のポイントは、組織中にフェライトが存在しており、その中のＣｕ粒子の構造を制御しさえすれば、延性に優れる高強度鋼を得ることができることにある。
【００２１】
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。成分含有量は質量％である。
Ｃ：Ｃはあらゆる強度の鋼をつくるために、組織をフェライト・オーステナイト、パーライト、フェライト・パーライト、フェライト・マルテンサイトに制御するのに必須の元素である。以下に各々についてＣ量の限定理由を説明する。
フェライト・オーステナイト組織については、０．３％を超えると他の合金元素の添加や熱処理方法の調整でも実質的に所望の組織を得ることが難しくなるので、その上限を０．３％に限定した。
【００２２】
パーライト組織については、Ｆｅ−Ｃ２元系合金の共析組成である０．７７％近傍のＣ量にする必要がある。０．７％未満あるいは０．９％を超えると組織をパーライト組織にすることが困難になるので、その範囲を０．７〜０．９％の範囲に限定した。
【００２３】
フェライト・パーライト組織については、亜共析組成のＣ量にする必要がある。０．００５％未満だとフェライト単相になり、０．８０％を超えると、他の添加合金元素量で調整してもパーライト単相になるので、その適正添加範囲を０．００５〜０．８０％に限定した。フェライト・マルテンサイト組織については、０．００５％未満だとフェライト単相になり、０．３０％を超えると他の添加合金元素量で調整しても２相組織に制御することが困難になるので、その適正添加範囲を０．００５〜０．３０％に限定した。
【００２４】
Ｓｉ：ＳｉはＣと同様に、母相組織を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、３．０％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３．０％以下の範囲に制限した。
【００２５】
Ｍｎ：ＭｎはＳｉと同じくＡｒ_３変態点を低下させることで母相組織を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、顕著な中心偏析が避けられなくなるので、Ｍｎ含有量を３．０％以下の範囲に制限した。なお、Ｍｎは制限の範囲内であれば、添加量が多いほどＣｕ粒子の析出を促進することが可能であり、製造コストの削減にも有効である。
【００２６】
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、０．５％未満であるとＣｕとしての効果が発現せず、また５．０％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０．５〜５．０％の範囲に制限した。ただし、添加量の下限については、Ｃｕ析出粒子の体積分率をより多くするという観点から、１．０％以上の添加が望ましい。また、添加量の上限については、ＮｉをＣｕと等量だけ添加するとＣｕの熱間脆性を軽減することができるので、ＣｕとＮｉを複合添加する場合は５．０％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。Ｃｕは合金コストが低いという利点も有している。
【００２７】
Ｎｉ：ＮｉはＣｕ添加に起因する熱間脆性の抑制と母相組織の制御に用いられる。フェライト・オーステナイト組織がベースの場合には、０．５％以下であるとフェライト・オーステナイトの２相組織にならず、２５％を超えるとコスト高になる。従って、請求項１および２に記載したフェライト・オーステナイト組織がベースの場合には、その添加範囲を０．５〜２５％に限定した。一方、パーライト組織、フェライト・パーライト組織、フェライト・マルテンサイト組織の場合には、０．５％以下だと熱間脆性の抑止が難しく、５．０％を超える所望の組織に制御することが難しくなる。従って、その適正添加範囲を０．５〜５．０％に限定した。
【００２８】
Ｃｒ：ＣｒはＭｎの代替元素であり、Ａｒ_３変態点を低下させることで母相組織を制御するのに用いられる元素である。フェライト・オーステナイト組織がベースの場合には、１０％を超えるとＣｒの炭窒化物の析出が顕著になり、Ｃｕの添加効果が失われる。従って、請求項１および２に記載したフェライト・オーステナイト組織がベースの場合には、その添加範囲を１０％以下に限定した。一方、パーライト組織、フェライト・パーライト組織の場合には、５．０％を超えると、所望の組織に制御することが難しくなるので、Ｃｒ含有量を５．０％以下の範囲に制限した。
【００２９】
削除
【００３０】
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０．２０％を超えると、Ｃｕの添加効果が失われるため、Ｔｉ含有量の適正添加範囲を０．２０％以下とした。
【００３１】
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０．２０％を超えると、フェライト中の炭窒化物量が増え、Ｃｕの添加効果が失われるため、Ｎｂ含有量の適正添加範囲を０．２０％以下とした。
【００３２】
削除
【００３３】
Ａｌ：Ａｌは脱酸元素として用いる元素である。しかし、Ａｌの添加量が０．０４％を超えると、ＡｌＮ等の析出量が増加し、Ｃｕの添加効果が失われるため、Ａｌ含有量の適正添加範囲を０．０４％以下とした。
【００３４】
Ｂ：Ｂは母相組織を制御するために用いられる元素である。０．０００３％未満であるとその効果が発現せず、また０．００５０％を超えると、粒界に炭ホウ化物、ホウ窒化物が析出し、延性の悪化を引き起こす。従って、その適正添加範囲を０．０００３〜０．００５０％に限定した。
【００３５】
Ｎ：Ｎは窒化物として析出し、主にオーステナイト域の結晶粒径制御に用いられる。Ｎが０．０１％を超えると、フェライト粒内に多量の炭窒化物が析出し、Ｃｕの添加効果が失われるため、Ｎ含有量の範囲を、０．０１％以下とした。
【００３６】
次にＣｕ粒子の構造の限定理由について説明する。
ｂｃｃ−Ｃｕ粒子が単独に鋼中に存在するものでは、優れた強度は得られるが必ずしも十分な延性が得られない。ｆｃｃ−Ｃｕ粒子だけだと、比較的優れた延性は得られるが必ずしも十分な高強度化が達成できない。９Ｒ−Ｃｕ粒子だけでもある程度は優れた強度−延性バランスが得られる。しかしながら、９Ｒ構造を有するＣｕ粒子を含み、さらに、ｂｃｃ−Ｃｕ構造を有するＣｕ粒子およびｆｃｃ構造を有するＣｕ粒子のいずれかまたは両方を共存させることによりはじめて、ｂｃｃ−Ｃｕ粒子と９Ｒ−Ｃｕの優れた強化効果とｆｃｃ−Ｃｕ粒子と９Ｒ−Ｃｕ粒子の優れた延性向上効果を併せて発現させることができる。従って、９Ｒ構造を有するＣｕ粒子を含み、さらに、ｂｃｃ−Ｃｕ構造を有するＣｕ粒子およびｆｃｃ構造を有するＣｕ粒子のいずれかまたは両方を含むことが目的達成上、必須である。
【００３７】
なお、２種以上の構造のＣｕ粒子を母相中に分散させる制御方法は、母相組織によって異なるが、基本的に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１℃/sec以上の冷却速度で室温まで冷却した後、４８０℃〜６８０℃の温度範囲において、保持温度Ｔ（℃）、保持時間ｔ（秒）とした時に、１２００≦Ｔ logｔ≦２１００の条件で時効処理を施す。
【００３８】
(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、６８０℃から４８０℃の温度範囲を０．１〜５℃/secの平均冷却速度で冷却し、その後室温まで冷却するかあるいは４８０℃以下の温度で巻取るかあるいは鋼線の場合には伸線加工を行う。
【００３９】
(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、６８０℃から４８０℃の温度範囲において１２００≦Ｔ logｔ≦２１００の条件で時効処理を施し、その後室温まで冷却するかあるいは４８０℃以下の温度で巻取るかあるいは鋼線の場合には伸線加工を行う。
【００４０】
(4)６５０〜８００℃の温度で再結晶焼鈍を行った後、４８０℃〜６５０℃の温度範囲において、保持温度Ｔ（℃）、保持時間ｔ（秒）とした時に、１２００≦Ｔ logｔ≦２１００の条件で時効処理を施し、その後室温まで冷却するかあるいは４８０℃以下の温度で巻取る。
【００４１】
(5)６５０〜８００℃の温度で再結晶焼鈍を行った後、６５０℃から４８０℃の温度範囲を０．１〜５℃/secの平均冷却速度で冷却し、その後室温まで冷却するかあるいは４８０℃以下の温度で巻取る。
【００４２】
(6)６５０〜８００℃の温度で再結晶焼鈍を行った後に、６５０℃から４８０℃の温度範囲を１％以下の歪み付加を行いながら０．１〜５℃/secの平均冷却速度で冷却し、その後室温まで冷却するかあるいは４８０℃以下の温度で巻取る。
【００４３】
Ｃｕ粒子の構造はＣｕ粒子のサイズと密接な関係がある。すなわち、Ｃｕ粒子のサイズが小さいものから大きいものになるに従って、ｂｃｃ−Ｃｕ、９Ｒ−Ｃｕ、ｆｃｃ−Ｃｕになりやすい傾向がある。従って、Ｃｕ粒子の構造を適正に制御するためには、粒子のサイズを大小に過ぎずに中間的なサイズにすることがポイントとなる。
【００４４】
上述した熱処理の一部は、特開昭６３−１６２８１１号公報等の従来技術に記載されているものもあるが、単に従来技術の加工熱処理の範囲内ではサイズが大きいｆｃｃ−Ｃｕが単独で析出してしまう場合があり、必ずしも良好な延性を有する高強度鋼を得ることができない。本発明鋼のポイントは、上記(1) 〜 (6)の条件の範囲内で合金元素添加量との兼ね合いで時効温度と時効時間と冷却速度をさらに最適化し、ｂｃｃ−Ｃｕ、９Ｒ−Ｃｕ、ｆｃｃ−Ｃｕ（ε−Ｃｕ）の３種のうち２種以上の構造のＣｕ粒子を鋼中に分散させることにある。
【００４５】
【実施例】
次にこの発明を実施例によりさらに詳細に説明する。
表１に示す成分に調整した鋼材Ａ〜Ｑ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、組織観察用である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．１〜２４のマトリクス組織、引張強度（ＴＳ）、一様伸び（ｕ−Ｅｌ）、鋼中のＣｕ粒子の構造を調査した結果を示している。ただし、一部試料については、延性の指標として全伸び値、絞り値を用いている。
【００４６】
表３から明らかなように、Ｆｅマトリクス中のＣｕ粒子が９Ｒ−Ｃｕとｂｃｃ−Ｃｕ、ｆｃｃ−Ｃｕのうちの1種又は２種の構造のＣｕ粒子を結晶粒内に含むものは、ｂｃｃ−Ｃｕ単独、ｆｃｃ−Ｃｕ単独やＮｂＣ，ＴｉＣ，ＭｏＣなどによる析出強化鋼に比べ、同一強度で比較してｕ−Ｅｌ値が上昇している。
【００４７】
例えば、Ｎｏ．１〜６は、フェライト・オーステナイト組織を基本とするものであるが、試料Ｎｏ．１とＮｏ．２を比較すると引張強度はほぼ同一であるにも関わらず、９Ｒ−Ｃｕとｆｃｃ−Ｃｕの両方を含むＮｏ．１の方が全伸びで４％大きくなっている。すなわちＮｏ．１の方が伸び特性に優れた高強度鋼になっている。Ｎｏ．３はＣｕを添加せずにＭｏの析出強化で高強度化したものであるが、Ｎｏ．１と比較して全伸び値が低くなっている。試料Ｎｏ．４〜Ｎｏ．６は圧延後の冷却速度を変化させたものである。フェライト中のＣｕ粒子の構造を適正に制御したＮｏ．４は、ｆｃｃ−Ｃｕ単相のＮｏ．５やＣｕ無添加鋼のＮｏ．６と比べて強度伸び特性が優れている。
【００４８】
Ｎｏ．７〜１２は、パーライト組織を基本とする場合である。フェライト中のＣｕ粒子をｂｃｃ−Ｃｕと９Ｒ−Ｃｕに適正に制御したＮｏ．７は、他に比べて強度が高いにも関わらず絞り値は上昇している。すなわち、延性が向上している。Ｎｏ．１０〜１２は圧延後の冷却速度を変化させたものであるが、フェライト中のＣｕ粒子をｂｃｃ−Ｃｕと９Ｒ−Ｃｕに適正に制御したＮｏ．１０は、ｆｃｃ単相からなるＮｏ．１１に比べ強度が高いにも関わらず絞り値は上昇している。
【００４９】
Ｎｏ．１３〜２２は、フェライト・パーライト組織を基本とするものである。Ｎｏ．１３とＮｏ．１４は圧延後の時効条件を、Ｎｏ．１５とＮｏ．１６は圧延後の６８０℃→４８０℃の冷却速度を、Ｎｏ．１７とＮｏ．１８は圧延後に室温まで冷却した後の時効条件を、Ｎｏ．２０と２１は圧延後の時効条件を変化させることでＣｕ粒子の構造を制御したものである。フェライト内にｂｃｃ−Ｃｕと９Ｒ−Ｃｕとｆｃｃ−Ｃｕの２つ以上の構造を含むように制御したＮｏ．１３，Ｎｏ．１５，Ｎｏ．１７，Ｎｏ．２０はそれぞれ比較鋼に比べ高強度であるにも関わらず、一様伸び値は同一かあるいは高くなっている。Ｎｏ．２２はＴｉＣ析出強化鋼を示しているが、同一強度で本発明鋼のＮｏ．２０と比較すると、本発明鋼の方が一様伸びで４％向上している。Ｎｏ．１９はＣｕを添加していない比較鋼であり、本発明鋼であるＮｏ．１５のほうが同じ引張強度にもかかわらず、高い一様伸びを有している。
【００５０】
Ｎｏ．２３〜Ｎｏ．３２は、フェライト・マルテンサイト組織を基本とするものである。Ｎｏ．２３とＮｏ．２４は圧延後の冷却速度を変えてＣｕ粒子の構造を変化させたものである。本発明鋼であるＮｏ．２３は、Ｎｏ．２４に比べ強度が高いにも関わらずの一様伸び値は高くなっており、優れた強度−延性特性を有していることがわかる。Ｎｏ．２５はＴｉＣが析出した比較鋼であり、本発明鋼であるＮｏ．２３の方が同一ｕ−Ｅｌ値にもかかわらず、高い引張強度を有している。Ｎｏ．２６は圧延後の６８０℃から４８０℃への冷却中に１％の軽圧下を加えたものであり、Ｃｕ粒子の成長が促進されているものの、９Ｒ−Ｃｕとｆｃｃ−Ｃｕに制御されているため良好な強度延性特性を示している例である。Ｎｏ．２８とＮｏ．２９は７５０℃で焼鈍した後の６８０℃→４８０℃の冷却速度を変化させてＣｕ粒子の構造を制御した例である。ｂｃｃ−Ｃｕと９Ｒ−Ｃｕとｆｃｃ−Ｃｕを含む本発明鋼Ｎｏ．２８がＮｏ．２９に比較して、強度、一様伸び値とも優れている。Ｎｏ．３０は（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｃ析出強化鋼の例であり、Ｃｕ粒子の構造を制御したＮｏ．２８に比べ一様伸び値で５％劣っている。Ｎｏ．３１とＮｏ．３２はＣｕ添加の効果をみたものである。Ｎｉ添加をしたＮｏ．３２に比べ、Ｃｕを添加し、かつＣｕ粒子の構造を適正に制御したＮｏ．３１は強度、一様伸び値とも優れている。
【００５１】
【表１】

【００５２】
【表２】

【００５３】
【表３】

【００５４】
【発明の効果】
本発明は、３００ＭＰａクラスの軟鋼から５０００ＭＰａクラスの超高強度鋼の広い強度レベルにわたって、従来の析出強化鋼に比較して良好な延性を有する高強度鋼を与えるものであり、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。
【００５５】
本発明は、フェライト・オーステナイト組織、パーライト組織、フェライト・パーライト組織、フェライト・マルテンサイト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・パイプライン等の構造部材や強度部材や耐震性を要求される部材、ケーブルワイヤやスチールコード等の高強度鋼線の高強度化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。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a steel that imparts high strength without lowering ductility, characterized by distributing Cu particles having different structures in ferrite in a multiphase alloy steel, and from a mild steel having a tensile strength of about 300 MPa. It can be applied to steel materials of all strength levels up to ultra high strength steel of about 5000 MPa.
[0002]
[Prior art]
In recent years, steel plates with excellent plastic deformability capable of absorbing energy from impacts and earthquakes have been required in addition to weight reduction for structures such as exterior panels and buildings such as automobiles and ships, As a means for solving the demand for weight reduction, it is indispensable to increase the strength, and to meet the latter requirement, it is indispensable to improve ductility represented by uniform elongation characteristics. Improvement of ductility per unit strength is extremely important from the viewpoint of improving workability and formability in addition to the above requirements. However, increasing strength and increasing ductility are contradictory, and it has been considered difficult to achieve both properties.
[0003]
Conventionally, as a means for increasing the strength of steel sheets, (1) a large amount of solid solution strengthening elements such as Si, Ni and Mo or a large amount of precipitation strengthening elements such as Nb, Ti and V are added. (2) There are two methods of refining crystal grains or controlling to a composite structure, and an optimum strengthening method has been selected in consideration of material requirements and economics according to the application to be used.
[0004]
The strengthening by the method (1) described above has been used for a long time regardless of the base material structure. Generally, when trying to obtain a high tensile strength, the ductility is inversely proportional to that as described above. It will decline.
[0005]
On the other hand, the strengthening by the method (2) is compatible to some extent with strength and ductility, as represented by ferrite-martensite duplex steel (for example, Japanese Patent Publication No. 61-15128) and ferrite-austenite duplex steel. This is a possible method. However, since this method determines the strength that can be achieved to some extent at the time of selecting a structure, it cannot be applied to improve the strength-ductility characteristics at any strength level from low strength to ultra high strength steel. For this reason, development of the technique which can implement | achieve high intensity | strength, without reducing ductility as much as possible was desired about the steel plate of all the strength levels.
[0006]
Therefore, as a result of earnestly experimenting and studying to achieve the above object, the inventors have added Cu in an appropriate amount and containing Cu particles having a 9R structure, and further comprising Cu particles having a bcc structure and By appropriately controlling and distributing either or both of the Cu particles having the fcc structure in the structure, in a wide strength level from a low-strength steel made of ferrite / pearlite structure to an ultra-high-strength steel made of fine pearlite structure, It has been found that the reduction in ductility due to the increase in strength, which has been a problem with conventional precipitation strengthening methods, can be suppressed.
[0007]
JP-A-61-288015, JP-A-63-162811, JP-A-5-331591, and JP-A-6-108200 are disclosed as steel sheets to which Cu is added. These use ε-Cu having a face-centered cubic (hereinafter referred to as fcc) structure that is precipitated by performing an aging treatment at around 550 ° C. after solution treatment at high temperature, and can achieve high strength-high ductility. . However, as these previous examples show, it is not possible to achieve a strength-ductility balance exceeding the range of the conventional precipitation strengthening method only with ε-Cu having an fcc structure.
[0008]
[Problems to be solved by the invention]
The present invention was developed in view of the above-described situation, and for all steel types from low-strength steel to ultra-high-strength steel, it was excellent in suppressing deterioration of elongation due to high strength, which has been a problem with conventional strengthening methods. The object is to provide a steel material that can achieve a strength-ductility balance at low cost.
[0009]
[Means for Solving the Problems]
The present invention has taken the following means in order to solve the above problems.
That is, the present invention is a high strength steel excellent in ductility, the first invention is mass%,
C: 0.3 % or less, Si: 3.0 % or less,
Mn: 3.0 % or less, Ni: 0.5-25 % ,
Cr: 10 % or less, Cu: 0.5-5.0 %
The balance is made of Fe and inevitable impurities, and in a high-strength steel consisting of a two-phase structure of ferrite and austenite, including Cu particles having a 9R structure, and further having Cu particles having a bcc structure and an fcc structure By including either or both of the Cu particles in the ferrite grains and the ferrite grain boundaries, the ductility is excellent.
[0010]
In addition to the above features, the second invention is in mass%,
Ti : 0.20 % or less, Nb: 0.20 % or less ,
B : 0.0003 to 0.0050 % ,
N: It is characterized by further containing one or more of 0.01 % or less.
[0011]
3rd invention is the mass%,
C: 0.7-0.9 % , Si: 3.0 % or less,
Mn: 3.0 % or less, Cu: 0.5-5.0 %
In the high-strength steel mainly composed of pearlite and containing Cu particles having a 9R structure, and further comprising Cu particles having a bcc structure and Cu particles having an fcc structure. By including either or both in the ferrite in the pearlite structure and in the ferrite grain boundary, the ductility is excellent.
[0012]
Delete [0013]
4th invention is the mass%,
C: 0.005-0.30 % , Si: 3.0 % or less,
Mn: 3.0 % or less, Cu: 0.5-5.0 %
In the high-strength steel composed of Fe and inevitable impurities, the balance is composed of a two-phase structure of ferrite and martensite, and includes Cu particles having a 9R structure, and further includes Cu particles having a bcc structure and an fcc structure. By including either or both of the Cu particles in the ferrite grains and the ferrite grain boundaries, the ductility is excellent.
[0014]
According to a fifth aspect of the present invention, in the fourth aspect, the mass%,
Ni: 0.5 to 5.0 %, Ti : 0.20 % or less ,
It is characterized by further containing one or more of Al : 0.04 % or less and N : 0.01 % or less.
The sixth invention of the present invention is the above-mentioned third invention, in mass%,
Ni: 0.5-5.0 % , Cr: 5.0 % or less,
Ti: 0.20 % or less, Nb: 0.20 % or less,
It is characterized by further containing one or more of Al : 0.04 % or less and N: 0.01 % or less.
[0015]
In the present invention, the strength may be any tensile strength, and the ductility may be any index that represents the easiness of elongation of the material. For example, the strength indicates uniform elongation characteristics and aperture value. In addition, the bcc structure means a body-centered cubic structure, the 9R structure means a rhombohedral structure, a structure in which the close-packed surfaces have 9 phases and one unit cell is formed, and the fcc structure means a face-centered cubic structure. ing. Note that in the fcc structure, the lattice is slightly distorted to be close to the 3R structure, and is here included in the fcc structure.
[0016]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
In the steel of the present invention, the reduction in uniform elongation due to the increase in strength for all types of steel, from low-strength steel based on ferrite-austenite structure and ferrite-pearlite structure to ultra-high-strength steel based on processed pearlite structure. High strength can be achieved while suppressing the above.
[0017]
As a result of repeated mechanical tests and detailed observations on steel sheets in which the structures of various Cu particles are controlled, the inventors have included Cu particles having a 9R structure (hereinafter referred to as 9R-Cu) in the ferrite structure, Conventional precipitation strengthening when either or both of Cu particles having a bcc structure (hereinafter referred to as bcc-Cu) and Cu particles having an fcc structure (hereinafter referred to as fcc-Cu; also referred to as ε-Cu) are dispersed and precipitated. It was found that the decrease in uniform elongation value with the increase in strength, which was characteristic in the law, was remarkably reduced.
[0018]
As a result of analyzing the cause, it is effective in the order of bcc-Cu>9R-Cu> fcc-Cu for improving the strength, and in the order of fcc-Cu>9R-Cu> bcc-Cu for improving the uniform elongation. In addition, Cu particles having a 9R structure are included, and further, excellent ductility (uniform elongation) is obtained by complexly dispersing either or both of Cu particles having a bcc structure and Cu particles having an fcc structure. It was found that high strength can be realized while maintaining the characteristics.
[0019]
The Cu particles of any structure show excellent uniform elongation characteristics compared to the same size of precipitated particles of carbonitride such as Nb (C, N) and Ti (C, N). This is probably because the Cu particles are softer and easier to deform than the surrounding Fe, so that the dislocations are less likely to get entangled with the particles at the time of deformation and do not easily become the starting point of material breakage. The fact that it is difficult to be the starting point of material fracture suggests that it is effective not only for improving uniform elongation characteristics but also for improving fatigue characteristics.
[0020]
Furthermore, the inventors have described that the precipitation strengthening method using Cu particles having different structures includes ferrite-austenite dual-phase steel, pearlite steel composed of layered ferrite / cementite, and ferrite-pearlite dual-phase steel. It was also clarified that controlling the structure of the material gives good strength uniform elongation characteristics.
That is, the point of the present invention is that ferrite exists in the structure, and high strength steel excellent in ductility can be obtained as long as the structure of Cu particles therein is controlled.
[0021]
The present invention is described in detail below.
First, the reasons for limiting the components will be described. The component content is% by mass.
C: C is an essential element for controlling the structure of ferrite / austenite, pearlite, ferrite / pearlite, and ferrite / martensite in order to produce steel of any strength. The reasons for limiting the C amount will be described below.
With respect to the ferrite-austenite structure, if it exceeds 0.3 % , it becomes difficult to obtain a desired structure substantially even by adding other alloy elements or adjusting the heat treatment method, so the upper limit is limited to 0.3 % . .
[0022]
About a pearlite structure | tissue, it is necessary to set it as C content of 0.77 % vicinity which is a eutectoid composition of a Fe-C binary system alloy. Since more than a tissue or 0.9% less than 0.7% it is difficult to pearlite structure and limiting its scope in the range 0.7 to 0.9%.
[0023]
For the ferrite and pearlite structure, the C amount of the hypoeutectoid composition is required. If it is less than 0.005 % , it becomes a ferrite single phase, and if it exceeds 0.80 % , it becomes a pearlite single phase even if it is adjusted by the amount of other additive alloy elements. Limited to 80 % . If the ferrite-martensite structure is less than 0.005 % , it becomes a ferrite single phase, and if it exceeds 0.30 % , it is difficult to control to a two-phase structure even if it is adjusted by the amount of other additive alloy elements. Therefore, the appropriate addition range is limited to 0.005 to 0.30 % .
[0024]
Si: Si, like C, is an essential element for controlling the matrix structure and is also necessary as a deoxidizing element. However, if it exceeds 3.0 % , the descalability during hot rolling deteriorates and the cost increases. Therefore, the Si content is limited to a range of 3.0 % or less.
[0025]
Mn: Similar to Si, Mn is an essential element for controlling the matrix structure by lowering the Ar ₃ transformation point. However, if it exceeds 3.0 % , remarkable center segregation cannot be avoided, so the Mn content is limited to a range of 3.0 % or less. In addition, if Mn is within the limits, it is possible to promote the precipitation of Cu particles as the addition amount increases, and it is also effective in reducing the manufacturing cost.
[0026]
Cu: Cu is the most important element in the present invention. However, if it is less than 0.5 % , the effect as Cu does not appear, and if it exceeds 5.0 % , surface cracking of the steel sheet due to hot brittleness of Cu becomes prominent, so the range of Cu content Was limited to the range of 0.5 to 5.0 % . However, the lower limit of the addition amount is preferably 1.0 % or more from the viewpoint of increasing the volume fraction of Cu precipitated particles. As for the upper limit of the addition amount, the hot brittleness of Cu can be reduced by adding an equivalent amount of Ni to Cu. Therefore, when Cu and Ni are added in combination, addition of Cu exceeding 5.0 % is also necessary. Is possible. Since Cu is an element that does not increase the carbon equivalent, it is effective in improving weldability. Cu also has an advantage that the alloy cost is low.
[0027]
Ni: Ni is used to suppress hot brittleness caused by Cu addition and to control the matrix structure. When the ferrite / austenite structure is based, if it is 0.5 % or less, it does not become a ferrite / austenite two-phase structure, and if it exceeds 25 % , the cost increases. Therefore, when the ferrite austenite structure described in claims 1 and 2 is a base, the addition range is limited to 0.5 to 25 % . On the other hand, in the case of a pearlite structure, a ferrite-pearlite structure, or a ferrite-martensite structure, it is difficult to suppress hot brittleness if it is 0.5 % or less, and it is difficult to control to a desired structure exceeding 5.0 %. Become. Therefore, the appropriate addition range is limited to 0.5 to 5.0 % .
[0028]
Cr: Cr is an alternative element for Mn and is an element used to control the matrix structure by lowering the Ar ₃ transformation point. When the ferrite / austenite structure is used as a base, if it exceeds 10 % , precipitation of Cr carbonitride becomes remarkable, and the effect of adding Cu is lost. Therefore, when the ferrite austenite structure described in claims 1 and 2 is the base, the addition range is limited to 10 % or less. On the other hand, in the case of a pearlite structure and a ferrite-pearlite structure, if it exceeds 5.0 % , it becomes difficult to control to a desired structure, so the Cr content is limited to a range of 5.0 % or less.
[0029]
Delete [0030]
Ti: Ti is necessary as a deoxidizing element and as a carbonitride as an element for controlling the austenite grain size during reheating. However, if the addition amount of Ti exceeds 0.20 % , the effect of adding Cu is lost, so the appropriate addition range of Ti content is set to 0.20 % or less.
[0031]
Nb: Nb is necessary as an element for controlling the austenite grain size during reheating as carbonitride. However, if the amount of Nb added exceeds 0.20 % , the amount of carbonitride in the ferrite increases and the effect of adding Cu is lost, so the appropriate range of Nb content is set to 0.20 % or less.
[0032]
Delete [0033]
Al: Al is an element used as a deoxidizing element. However, if the Al addition amount exceeds 0.04 % , the precipitation amount of AlN or the like increases, and the effect of adding Cu is lost. Therefore, the appropriate addition range of the Al content is set to 0.04 % or less.
[0034]
B: B is an element used for controlling the matrix structure. If the content is less than 0.0003 % , the effect is not exhibited. If the content exceeds 0.0050 % , carbon boride and boronitride are precipitated at the grain boundary, causing deterioration of ductility. Therefore, the appropriate addition range is limited to 0.0003 to 0.0050 % .
[0035]
N: N precipitates as a nitride and is mainly used for controlling the crystal grain size in the austenite region. If N exceeds 0.01 % , a large amount of carbonitride precipitates in the ferrite grains and the effect of adding Cu is lost, so the range of N content is set to 0.01 % or less.
[0036]
Next, the reason for limiting the structure of the Cu particles will be described.
When bcc-Cu particles are present alone in steel, excellent strength can be obtained, but sufficient ductility cannot always be obtained. If only fcc-Cu particles are used, relatively excellent ductility can be obtained, but sufficient strength cannot be achieved. Even with 9R-Cu particles alone, an excellent strength-ductility balance can be obtained to some extent. However, the superiority of bcc-Cu particles and 9R-Cu can be achieved only by including Cu particles having 9R structure and coexistence of either or both of Cu particles having bcc-Cu structure and Cu particles having fcc structure. And the excellent ductility improving effect of fcc-Cu particles and 9R-Cu particles can be exhibited together. Therefore, in order to achieve the object, it is essential to include Cu particles having a 9R structure and further to include one or both of Cu particles having a bcc-Cu structure and Cu particles having an fcc structure.
[0037]
The control method for dispersing two or more kinds of Cu particles in the matrix phase varies depending on the matrix structure, but basically the following method is effective.
(1) Reheat to a temperature of 750 ° C. or higher, or finish rolling at a temperature of 750 ° C. or higher, cool to room temperature at a cooling rate of 1 ° C./sec or higher, and in a temperature range of 480 ° C. to 680 ° C. When the holding temperature is T (° C.) and the holding time is t (seconds), the aging treatment is performed under the condition of 1200 ≦ T logt ≦ 2100.
[0038]
(2) After heating at 750 ° C. or higher or finishing rolling at 750 ° C. or higher, the temperature range from 680 ° C. to 480 ° C. is cooled at an average cooling rate of 0.1 to 5 ° C./sec, and then cooled to room temperature. Or is wound at a temperature of 480 ° C. or lower, or in the case of a steel wire, wire drawing is performed.
[0039]
(3) Whether heating is performed at 750 ° C. or higher or rolling is performed at 750 ° C. or higher, and then an aging treatment is performed in a temperature range of 680 ° C. to 480 ° C. under conditions of 1200 ≦ T logt ≦ 2100, and then cooled to room temperature. Or it winds at the temperature of 480 degrees C or less, or performs a wire drawing process in the case of a steel wire.
[0040]
(4) After recrystallization annealing at a temperature of 650 to 800 ° C., in a temperature range of 480 ° C. to 650 ° C., when holding temperature T (° C.) and holding time t (seconds), 1200 ≦ T logt ≦ An aging treatment is performed under the conditions of 2100, and then cooled to room temperature or wound at a temperature of 480 ° C. or lower.
[0041]
(5) After recrystallization annealing at a temperature of 650 to 800 ° C., the temperature range from 650 ° C. to 480 ° C. is cooled at an average cooling rate of 0.1 to 5 ° C./sec. Winding is performed at a temperature of 480 ° C. or lower.
[0042]
(6) After recrystallization annealing at a temperature of 650 to 800 ° C., cooling is performed at an average cooling rate of 0.1 to 5 ° C./sec while applying a strain of 1% or less in a temperature range of 650 ° C. to 480 ° C. Then, it is cooled to room temperature or wound up at a temperature of 480 ° C. or lower.
[0043]
The structure of Cu particles is closely related to the size of Cu particles. That is, as the size of the Cu particles increases from small to large, it tends to be bcc-Cu, 9R-Cu, fcc-Cu. Therefore, in order to properly control the structure of the Cu particles, it is important to set the particle size to an intermediate size without being too large or small.
[0044]
Some of the heat treatments described above are described in the prior art such as JP-A-63-162811, but fcc-Cu having a large size is simply precipitated within the range of the conventional heat treatment. High strength steel having good ductility cannot always be obtained. The point of the steel of the present invention is that the aging temperature, aging time and cooling rate are further optimized in consideration of the alloy element addition amount within the range of the above conditions (1) to (6) , bcc-Cu, 9R-Cu, It is to disperse Cu particles having two or more structures out of three kinds of fcc-Cu (ε-Cu) in steel.
[0045]
【Example】
Next, the present invention will be described in more detail with reference to examples.
The steel materials A to Q adjusted to the components shown in Table 1 were processed under various conditions shown in Table 2. From the steel sheet thus obtained, a test piece for a tensile test, a test piece for observation of a transmission electron microscope for observation of a structure, and a test piece for an atom probe field ion microscope (AP-FIM) were cut out. Table 3 shows the test piece No. obtained. The result of investigating the structure of 1-24 matrix structure, tensile strength (TS), uniform elongation (u-El), and Cu particles in steel is shown. However, for some samples, the total elongation value and aperture value are used as an index of ductility.
[0046]
As is apparent from Table 3, the Cu particles in the Fe matrix contain Cu particles having one or two structures of 9R-Cu, bcc-Cu, and fcc-Cu in the crystal grains. Compared with precipitation-strengthened steel made of Cu alone, fcc-Cu alone, NbC, TiC, MoC, or the like, the u-El value is increased compared with the same strength.
[0047]
For example, no. Nos. 1 to 6 are based on a ferrite-austenite structure. 1 and No. No. 2 containing both 9R-Cu and fcc-Cu, although the tensile strength is almost the same when comparing 2. 1 is 4% larger in total elongation. That is, no. No. 1 is a high-strength steel having excellent elongation characteristics. No. No. 3 was strengthened by precipitation strengthening of Mo without adding Cu. Compared to 1, the total elongation value is lower. Sample No. 4-No. No. 6 changes the cooling rate after rolling. No. which appropriately controlled the structure of Cu particles in ferrite. No. 4 is a fcc-Cu single phase No. 4. No. 5 and Cu-free steel No. Compared to 6, the strength elongation characteristics are excellent.
[0048]
No. 7 to 12 are cases where a pearlite structure is used as a basis. No. 1 in which the Cu particles in the ferrite were appropriately controlled to bcc-Cu and 9R-Cu. In the case of No. 7, the aperture value is increased although the strength is higher than the others. That is, the ductility is improved. No. Nos. 10 to 12 were obtained by changing the cooling rate after rolling, but No. 10 in which the Cu particles in the ferrite were appropriately controlled to bcc-Cu and 9R-Cu. No. 10 is a no. Although the intensity is higher than 11, the aperture value is increased.
[0049]
No. 13-22 are based on a ferrite pearlite structure. No. 13 and no. No. 14 shows the aging conditions after rolling. 15 and No. No. 16 shows a cooling rate of 680 ° C. → 480 ° C. after rolling. 17 and No. No. 18 shows the aging conditions after cooling to room temperature after rolling. Nos. 20 and 21 control the structure of Cu particles by changing the aging conditions after rolling. No. 1 controlled to contain two or more structures of bcc-Cu, 9R-Cu and fcc-Cu in the ferrite. 13, no. 15, no. 17, no. Although 20 is higher in strength than the comparative steel, the uniform elongation value is the same or higher. No. No. 22 shows TiC precipitation-strengthened steel. Compared to 20, the steel of the present invention is improved by 4% with uniform elongation. No. No. 19 is a comparative steel to which no Cu is added. 15 has a higher uniform elongation despite the same tensile strength.
[0050]
No. 23-No. 32 is based on a ferrite martensite structure. No. 23 and no. No. 24 changes the structure of the Cu particles by changing the cooling rate after rolling. No. which is steel of the present invention. 23 is No. 23. Although the strength is higher than 24, the uniform elongation value is high, and it can be seen that it has excellent strength-ductility characteristics. No. No. 25 is a comparative steel in which TiC is deposited, and is No. 25 which is the steel of the present invention. 23 has higher tensile strength despite the same u-El value. No. No. 26 is obtained by applying a light pressure of 1% during cooling from 680 ° C. to 480 ° C. after rolling, and although growth of Cu particles is promoted, it is controlled to 9R-Cu and fcc-Cu. Therefore, this is an example showing good strength ductility characteristics. No. 28 and No. 29 is an example in which the structure of Cu particles was controlled by changing the cooling rate from 680 ° C. to 480 ° C. after annealing at 750 ° C. Invention steel No. 1 containing bcc-Cu, 9R-Cu and fcc-Cu. 28 is No. 28. Compared to 29, both strength and uniform elongation are excellent. No. 30 is an example of (Ti, Nb) C precipitation strengthened steel, No. 30 which controlled the structure of Cu particles. Compared to 28, the uniform elongation value is inferior by 5%. No. 31 and no. 32 shows the effect of Cu addition. No. with Ni added Compared to No. 32, Cu was added and the structure of the Cu particles was appropriately controlled. No. 31 is excellent in both strength and uniform elongation value.
[0051]
[Table 1]

[0052]
[Table 2]

[0053]
[Table 3]

[0054]
【The invention's effect】
The present invention provides a high-strength steel having good ductility as compared with conventional precipitation-strengthened steels over a wide strength level from 300 MPa class mild steel to 5000 MPa class ultrahigh strength steel, and further using Cu. It has excellent weldability and fatigue characteristics.
[0055]
The present invention can be applied to alloy steels having a ferrite / austenite structure, a pearlite structure, a ferrite / pearlite structure, and a ferrite / martensite structure, and therefore, structural members such as automobile outer plates and suspension members as weight reduction members. It can be applied to strengthening structural members such as shipbuilding, construction, offshore structures, pipelines, strength members, members requiring earthquake resistance, and high strength steel wires such as cable wires and steel cords. . Moreover, it has the effect of manufacturing a steel plate cheaply by using Cu with a low alloy unit price.

Claims

% By mass
C: 0.3% or less,
Si: 3.0% or less,
Mn: 3.0% or less,
Ni: 0.5-25%,
Cr: 10% or less,
Cu: 0.5 to 5.0%
The balance is made of Fe and inevitable impurities, and in a high-strength steel consisting of a two-phase structure of ferrite and austenite, including Cu particles having a 9R structure, and further having Cu particles having a bcc structure and an fcc structure A high-strength steel excellent in ductility characterized by containing either or both of Cu particles in ferrite grains and ferrite grain boundaries.

% By mass , further Ti: 0.20% or less,
Nb: 0.20% or less ,
B : 0.0003 to 0.0050%,
The high-strength steel excellent in ductility according to claim 1, wherein N: one or more of 0.01% or less.

% By mass
C: 0.7-0.9%
Si: 3.0% or less,
Mn: 3.0% or less,
Cu: 0.5 to 5.0%
In the high-strength steel mainly composed of pearlite and containing Cu particles having a 9R structure, and further including Cu particles having a bcc structure and Cu particles having an fcc structure. A high-strength steel excellent in ductility characterized by containing either or both in ferrite grains and ferrite grain boundaries in a pearlite structure.

% By mass
C: 0.005 to 0.30% or less,
Si: 3.0% or less,
Mn: 3.0% or less,
Cu: 0.5 to 5.0%
In the high-strength steel composed of Fe and inevitable impurities, the balance being composed of two phases of ferrite and martensite, including Cu particles having a 9R structure, and further including Cu particles having a bcc structure and an fcc structure. A high-strength steel excellent in ductility, characterized by containing either or both of Cu particles contained in ferrite grains and ferrite grain boundaries.

In mass %,
Ni: 0.5~5.0%,
Ti : 0.20% or less ,
Al : 0.04% or less,
N : One type or two or more types of 0.01% or less are contained, The high strength steel excellent in ductility of Claim 4 characterized by the above-mentioned.

In mass %,
Ni: 0.5 to 5.0%,
Cr: 5.0% or less,
Ti: 0.20% or less,
Al: 0.04% or less,
The high-strength steel excellent in ductility according to claim 3, wherein N: one or more of 0.01% or less.