JPH0414167B2

JPH0414167B2 -

Info

Publication number: JPH0414167B2
Application number: JP59009056A
Authority: JP
Inventors: Takaaki Yuzutori; Masatoshi Sudo; Takehiko Kato; Yasuhiro Hosoki
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 1984-01-20
Filing date: 1984-01-20
Publication date: 1992-03-12
Also published as: JPS60152635A

Description

【発明の詳細な説明】

本発明は強加工性のすぐれた高強度低炭素鋼材
の製造方法に関する。近年、プレス成形高強度薄鋼板として、フエラ
イトと低温変態生成相からなる低降伏比で高延性
の材料が開発されている。しかし、この材料は張
出し成形性にはすぐれるが、例えば、加工率が90
％程度の強加工である伸線加工によつて延性が著
しく劣化することが知られている。一方、パンテ
ンテイング処理したパーライト組織からなる共析
鋼材が鍛造性やプレス成形性に著しく劣ることも
知られている。本発明者らは、プレス成形性のみならず、冷間
又は温間における伸線、引抜き、鍛造、圧延等の
強加工性にすぐれた鋼材を得るべく鋭意研究した
結果、低炭素鋼の組織を予め残留オーステナイト
を含有してもよいベイナイト、マルテンサイト又
はこれらの微細混合組織とし、これにより逆変態
した塊状オーステナイトを所定の冷却条件下に変
態させて、最終組織として、一部残留オーステナ
イトを含有していてもよい針状のベイナイト、マ
ルテンサイト又はこれらの混合組織からなる微細
な低温変態生成相がフエライト相中に均一に分散
されてなる複合組織を有せしめることにより、こ
の低炭素鋼材に上述のすぐれた強加工性を付与し
得ることを見出して本発明に至つたものである。本発明による強加工性のすぐれた高強度低炭素
鋼材の製造方法は、重量％でＣ 0.01〜0.30％、 Si 1.5％以下、 Mn 0.3〜2.5％、残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼の組織を
旧オーステナイト粒径が35μ以下のベイナイト、
マルテンサイト又はこれらの混合組織とした後、
A_c1〜A_c3温度域に加熱して、オーステナイト化
分率が約20％以上となるようにオーステナイト化
を進行させ、次いで、平均冷却速度40〜150℃／
秒にて常温乃至500℃まで冷却することを特徴と
する。かかる本発明の方法によつて得られる鋼材は、
所定の化学組成を有すると共に、針状の低温変態
生成相がフエライト中に均一に分散分布されてな
る従来にない特異な複合組織を有し、且つ、上記
低温変態生成相の針状粒子の平均換算粒子が径
3μ以下であつて、著しく微細であるために、延
性のみならず、強加工性にすぐれ、例えば99.9％
の加工率による伸線加工を行なうことができ、し
かも、このようにして得られる伸線材もまた、高
強度高延性を有している。尚、本発明において、針状（elongated又は
acicular）とは粒子が方向性を有することをい
い、塊状（globuar）とは粒子が方向性を有しな
いことをいう。また、針状粒子の換算粒子径と
は、針状粒子の面積を円に換算したときの直径を
意味する。以下に本発明の方法による鋼材における成分の
限定理由について説明する。Ｃは、本発明の方法による鋼材が前記した最終
金属組織を有するために0.01％以上を添加するこ
とが必要であるが、0.30％を越えるときは、針状
のマルテンサイト、ベイナイト又はこれらの混合
組織からなる低温変態生成相（以下、単に第２相
ということがある。）の延性が劣化するようにな
る。従つて、Ｃ含有量は0.01〜0.30％とする。 Siはフエライト相の強化元素として有効である
が、1.5％を越えると変態温度を著しく高温側に
ずらせ、また、鋼材の表面の脱炭を起こしやすく
するので1.5％を上限とする。 Mnは鋼を強化すると共に、第２相の焼入れ性
を高め、また、その形態を針状化するために0.3
％以上を添加することが必要であるが、2.5％を
越えて多量に添加しても、その効果が飽和するの
で、Mn含有量は0.3〜2.5％とする。本発明によれば、鋼の金属組織を微細化するた
めに、Nb、Ｖ及びTiから選ばれる少なくとも１
種の元素を更に添加することができる。この組織
の微細化のためには、いずれの元素についても
0.005％以上の添加を必要とするが、しかし、過
多に添加してもその効果が飽和し、また、経済的
にも不利であるので、その上限は、Nbについて
は0.2％、Ｖ及びTiについてはそれぞれ0.3％とす
る。更に、本発明の方法において鋼に不可避的に含
まれる元素又は含まれてもよい元素について説明
する。Ｓは鋼中のMnS量を少なくするために、0.005
％以下とするのがよく、これにより鋼の延性が向
上する。Ｐは粒界偏析の著しい元素であるので、
その含有量を0.01％以下とするのが好ましい。Ｎ
は固溶状態で存在すると、最も時効しやすい元素
である。従つて、加工中に時効して加工性を阻害
し、或いは加工後にも時効して、加工材の延性を
劣化させるので、0.003％以下とするのが好まし
い。Alは酸化物系介在物を形成し、この酸化物
系介在物は変形し難いために、鋼材の加工性を阻
害する場合がある。特に、極細線材においては、
この介在物を起点として破断が生じやすい。従つ
て、鋼材の用途が線材であるとき、Alの含有量
は、通常、0.01％以下とするのが好ましい。一方、CaやCe等の希土類元素を添加すること
によつて、MnS介在物の形状を調整することも
好ましい。また、前記したNb、Ｖ及びTiを含めて、Al等
を添加することにより、固溶ＣやＮを固定するこ
ともできる。更に、本発明においては、鋼材の用
途に応じて、Cr、Cu及び／又はMoをそれぞれ
1.0％以下、Niを６％以下、Al及び／又はＰをそ
れぞれ0.1％以下、Ｂを0.02％以下適宜に添加す
ることもできる。本発明の方法においては、先ず、最終的に金属
組織における第２相を微細な針状組織とするため
に、前記所定の組成を有する鋼をA_c1〜A_c3温度
域に加熱する前に、その組織を、一部残留オース
テナイトを含有していてもよい旧オーステナイト
粒径が35μ以下、好ましくは20μ以下のベイナイ
ト、マルテンサイト又はこれらの微細混合組織
（以下、これらを単に前組織ということがある。）
とする。前組織をこのように微細化することによ
り、最終的組織を微細化して鋼の延性及び靭性を
向上させ、かくして鋼に所要の強度を付与するこ
とができる。旧オーステナイト粒径を35μ以下に調整するに
は、造塊又は連続鋳造により得られた鋼を熱間加
工するに際して、オーステナイトの再結晶や粒成
長の進行が著しく遅い温度域、即ち、980℃以下
であつて、且つ、A_r3点以上の温度範囲において
減面率30％以上で熱間加工することが必要であ
る。熱間加工温度が980℃を越える温度であると
きは、オーステナイトが再結晶や粒成長しやす
く、また、加工減面率が30％よりも少ないとき
は、オーステナイト粒径を細粒化することができ
ないからである。更に、10〜20μ程度のオーステ
ナイト細粒を得るには、上記加工条件に加えて、
最終加工パスを900℃以下とする必要があり、５
〜10μ程度の極細粒を得るためには、上記最終加
工を歪速度300／秒以上とする必要がある。尚、旧オーステナイト粒径を調整するための上
記熱間加工後に冷間加工を加えて所望の形状とす
ることもできるが、この場合、冷間加工の加工率
は40％までとする。上記前組織に40％よりも大き
い冷間加工を加えたときは、後述するA_c1〜A_c3
温度域への加熱時にマルテンサイトの再結晶が起
こり、目的とする最終組織を得ることができな
い。次に、前組織をベイナイト、マルテンサイト又
はこれらの混合組織とするためには、次の方法に
よることができる。その第１は、圧延工程中に所要の前組織を得る
方法であつて、鋼を制御圧延するか、又は熱間圧
延した後に加速冷却する。その冷却速度は５℃／
秒以上とすることが必要である。これよりも小さ
い冷却速度では、通常のフエライト・パーライト
組織となるからである。前組織を得るための第２の方法は、圧延した鋼
を改めて熱処理する方法であり、鋼をA_c3点以上
のオーステナイト域に加熱した後に調整冷却す
る。この方法による場合も、加熱温度は、第１の
方法について説明したと同様に、A_c3〜A_c3＋150
℃の範囲であることが望ましい。本発明の方法によれば、このようにA_c1〜A_c3
域に加熱する前の組織を、従来のフエライト・パ
ーライト組織に替えて、残留オーステナイトを含
有していてもよいマルテンサイト、ベイナイト又
はこれらの混合組織からなる低温変態生成相とし
た鋼をA_c1〜A_c3域に加熱することにより、低温
変態生成相のラス境界に存在している残留オース
テナイト若しくはセメンタントを優先核として、
初期オーステナイト粒が多数生成し、上記ラス境
界に沿つて成長する。次いで、所定の条件下での冷却によつてこのオ
ーステナイトから変態するマルテンサイト又はベ
イナイトを針状にして、周囲のフエライト相に対
して整合性のよいものとし、かくして、従来のフ
エライト・パーライト前組織に比較して、第２相
粒子を格段に微細化する。従つて、本発明の方法
においては、A_c1〜A_c3域への加熱及び冷却の条
件が重要である。即ち、条件によつては、第２相
が塊状化し、或いは第２相に塊状の粒子が混在し
て、強加工性を損なうこととなるからである。より詳細に説明すれば、微細なベイナイト、マ
ルテンサイト又はこれらの混合組織からなる前組
織をオーステナイト域に加熱する際の逆変態は、
オーステナイト分率が約20％までは旧オーステナ
イト粒界から塊状オーステナイトが生成し、ま
た、粒内からは針状オーステナイトが生成するこ
とにより開始されるので、この状態から、例えば
150〜200℃／秒以上の冷却速度で急冷することに
より、針状と塊状の低温変態生成相がフエライト
中に分散した組織を得る。従つて、旧オーステナ
イトが細粒であるほど、塊状オーステナイトの生
成頻度が高い。オーステナイト化が更に約40％以
上進行すると、針状オーステナイト粒子相互が合
体して塊状オーステナイトへと変化するので、こ
の状態から急冷すると、フエライトを粗大な塊状
の低温変態生成相との混合組織を形成する。更に
オーステナイト化が約90％以上進行すれば、塊状
オーステナイト相互が合体成長してオーステナイ
ト化が完了するので、この状態から急冷すれば、
低温変態生成相が主体の組織となる。そこで、本発明の方法においては、前記前組織
に調整した鋼をA_c1〜A_c3域に加熱するに際して、
そのオーステナイト化をオーステナイト化分率が
約20％以上とし、この状態から平均冷却速度40〜
150℃／秒にて常温乃至500℃の温度まで冷却する
ことにより、冷却中の変態過程において塊状オー
ステナイトからフエライトと針状オーステナイト
とを分離させ、この針状オーステナイトを低温変
態生成相に変態させることにより、一部残留オー
ステナイトを含有していてもよい針状ベイナイ
ト、マルテンサイト又はこれらの混合物組織から
なる微細な低温変態生成相がフエライト相中に均
一に分散された最終金属組織を得るのである。本発明の方法においては、平均冷却速度は上記
のように限定される。冷却速度が40℃／秒よりも
遅い場合には、塊状オーステナイトからポリゴナ
ルフエライトが生成し、残留する塊状オーステナ
イト粒子は塊状第２相に変態し、一方、冷却速度
が150℃／秒よりも速い場合には、上記したよう
に塊状第２相が生成するからである。また、本発
明の方法においては、フエライト相中における第
２相の体積分率を15〜40％の範囲とする。第２相
の体積分率がこの範囲にあるとき、第２相粒子は
針状であり、且つ、その平均換算粒子径が3μ以
下となり、かくして、本発明の方法により得られ
る鋼材は、従来にない独特の複合組織を有するた
めに、すぐれた強加工性を有する。また、第２相
の体積分率が上記範囲をはずれるとき、上記条件
下での冷却によつても、最終組織中に塊状第２相
が混入しやすい。冷却変態生成相としてベイナイト、マルテンサ
イト又はこれらの混合組織を得るためであると共
に、この温度範囲内で冷却速度を遅くし、又は停
止することによつて、生成した第２相の焼戻しを
兼ねさせることもできるからである。以上のように、本発明の方法によれば、低炭素
鋼の組織を予めベイナイト、マルテンサイト又は
これらの微細混合組織とし、これにより逆変態し
たオーステナイトを所定の冷却条件下に変態させ
て、針状の低温変態生成相を15〜40％の体積分率
でフエライト相中に均一に分散させてなる複合組
織を有する鋼材を得ることができ、この鋼材は、
上記のような独特の複合組織であるため、冷間又
は温間におけるプレス成形、伸線、引抜き、鍛
造、圧延等の強加工性にすぐれ、更に加工後にも
強度・延性バランスにすぐれる。実施例第１表に示すように、本発明で規定する化学組
成を有する鋼Ａ及びＢを圧延後に水冷して、前組
織を微細なマルテンサイト組織としたものをそれ
ぞれA1及びB1とし、比較鋼として、鋼Ａを圧延
後空冷して、前組織をフエライト・パーライト組
織としたものをA2とする。旧オーステナイト粒
径はいずれも20μ以下である。次に、上記A1及びB1を異なるオーステナイト
分率を有するようにA_c1〜A_c3域に３分間加熱保
持し、種々の平均冷却速度にて常温まで冷却し
た。加熱温度及び冷却速度に対する第２相粒子の
形態とその体積分率を第１図に示す。実線はフエ
ライトと針状第２相との均一な混合組織を有し、
破線はフエライトと塊状第２相、又はフエライト
と針状若しくは塊状第２相との混合組織を示す。本発明に従つて、平均冷却速度125℃／秒又は
80℃／秒で冷却したとき、鋼の第２相形態は針状
であつて、組織はこの第２相がフエライト相中に
均一に分散して形成されており、また、第２相の
体積分率は加熱温度にかかわらずにほぼ一定であ
る。これに対して、前組織が同じであつても、平
均冷却速度が170℃／秒以上のときは、第２相形
態は塊状、又は塊状と針状の混合物となり、更に
第２相分率は加熱温度が高いほど多くなる A1から得られた本発明鋼の代表例の組織の顕
微鏡写真を第２図Ａ及びＢに示す。倍率はＡ及び
Ｂ図がそれぞれ700倍及び1700倍であつて、白い
部分がフエライト相、黒い部分が針状マルテンサ
イト相である。第２図Ｃは後述する比較例として
の第２表鋼番号７の鋼の組織を示す顕微鏡写真で
ある。第３図は最終組織に含まれる第２相体積分率と
第２相粒子の平均換算粒子径の関係をマルテンサ
イト前組織のA1及びB1、並びにフエライト・パ
ーライト前組織A2及びB2についてそれぞれ示
す。ここで、平均換算粒子径は、いずれの形態に
ついても、前記したように面積を円に換算したと
きの平均直径を意味する。いずれの鋼材についても、第２相粒子の粒子径
は第２相積分率の増加に伴つて大きくなるが、第
２相分率が同一である場合は、マルテンサイト前
組織から得られる粒子の粒子径はフエライト・パ
ーライト前組織から得られる粒子の粒子径に比べ
て著しく小さい。即ち、同一の組成を有する鋼で
あつても、前組織をフエライト・パーライトから
マルテンサイト組織に調整することにより、第２
相粒子を格段に微細化できる。この第２相粒子の
微細化により、鋼の延性は大幅に改善されるが、
必ずしも強加工性に富むとは限らない。即ち、本
発明に従つて、第２相の体積分率を15〜40％の範
囲とすることによつて、第２相の形態は針状が主
体となり、且つ、第２相が平均換算粒子径3μ以
下の微細な針状粒子からなり、更に、このような
微細な針状第２相がフエライト中に均一に分散さ
れるために強加工性にすぐれるのである。勿論、
上記は第２相が針状ベイナイト又はこれとマルテ
ンサイトとの混合組織の場合にも当てはまる。次に、本発明鋼A1及び比較鋼A2について、加
熱及び冷却条件、最終組織並びに機械的性質を第
２表に示す。前組織が微細なマルテンサイトであ
るA1をオーステナイト化分率が20％以上となる
ようにA_c1〜A_c3域に加熱した後、125℃／秒で冷
却して得られた鋼番号３，４，５及び６は、フエ
ライト相中に微細な針状マルテンサイト（第２
相）が体積分率15〜40％の範囲内で均一に混合分
散されてなる複合組織を有する本発明による鋼で
あつて、強度・延性バランス格段にすぐれている
ことが明らかである。これに対して、前組織がフエライト・パーライ
トである比較鋼A2は、加熱及び冷却条件にかか
わらずに、第２相の形態が塊状である番号10，11
又は12を与え、これらはいずれも強度・延性バラ
ンスに劣つている。一方、前組織はマルテンサイ
トであるが、鋼番号１はA_c1〜A_c3域に加熱後の
冷却速度が遅すぎるために、また、銅番号２は
A_c1〜A_c3域に加熱した際のオーステナイト化分
率が16％であるために、いずれもその組織がフエ
ライトと塊状及び針状マルテンサイトとの微細な
混合組織であり、上記鋼番号10〜12よりは強度・
延性バランスにすぐれているが、上記本発明によ
る鋼に比べて劣ることが明らかである。また、鋼
番号７〜９はいずれもフエライトと塊状マルテン
サイトの混合組織であつて、強度・延性バランス
に劣る。次に、異なる第２相形態を有する6.4mm径線材
に冷間伸線による強加工を加えた。この加工後の
性質を第３表に示す。銅番号１の本発明の方法に
よる鋼によれば、加工度99％の場合にもすぐれた
延性を有し、強加工が可能であると共に、加工後
にも加工材は強度・延性バランスにすぐれてい
る。一方、塊状の第２相を有する鋼番号２の線材
は加工度の増大につれて急激に延性が劣化し、約
90％の加工度において断線が生じた。鋼番号３の
鋼は鋼番号２の鋼よりも微細な組織を有して、強
加工性は鋼番号２よりもすぐれるものの、鋼番号
１に比較して加工後の性質劣化が著しい。第４図は第２表鋼番号４の本発明による鋼を
300℃の温度で所定時間熱処理した場合の特性の
変化を示す。強度・延性変化は比較的少なく、特
に、降伏比は300℃で30分間保持しても低い値を
示している。このことは、本発明による鋼が冷却
のままの状態で固溶Ｃ及びＮが低いことにも関連
している。一方、加工後に同様の熱処理を施せば
降伏比が著しく高くなり、目的に応じて加工、低
温熱処理の組合せが可能である。次に、第１表に示すように、本発明で規定する
化学組成を有する鋼Ｂ及びＣを本発明に従つてフ
エライトと針状マルテンサイトの均一な微細複合
組織を有する5.5mm線径の線材とした。これらを
それぞれB1及びC1とする。このB1及びC1の機械
的性質及びこれらを1.0mm以下の線径の極細線に
強加工した伸線材の機械的性質を第４表に示す。

【表】

【表】 (注) (a) 第２表と同じ。
(b) 伸線途中で断線した。

【表】 B1及びC1は共に高延性を有し、99.9％の強加
工が可能である。また、伸線材も高強度及び高延
性を有し、従つて、本発明による鋼材は極細線材
用材料として好適である。また、鋼C1を加工率
97％で伸線して線材（線径0.95mm）とし、これを
300〜400℃の温度で低温焼鈍した後の機械的性質
をも第４表に示す。線材が低温焼鈍によつて延性
が改善されていることが明らかである。強度低下
は認められない。従つて、本発明の方法による鋼
材は、これを伸線材とするとき、低温焼鈍熱処理
によつてその延性改善を図ることができ、また、
伸線途中工程に低温焼鈍を組み合わせることによ
つて最終伸線材の延性を一層増すこともできる。
更に、低温焼鈍を伸線工程や最終伸線後に施され
るメツキ層の拡散熱処理として適用することもで
きる。

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明で規定する組成を有する鋼を
A_c1〜A_c3域に加熱し、冷却したときの加熱温度
と平均冷却速度とに対する低温変態生成相の形態
とそのフエライト相中における体積分率の関係を
示すグラフ、第２図Ａ及びＢは本発明の方法によ
る鋼の代表的な組織を示す顕微鏡写真、Ｃは比較
鋼の組織を示す顕微鏡写真、第３図は第２相体積
分率と第２相の形態及び粒子の平均換算粒子径と
の関係を示すグラフ、第４図は本発明鋼を300℃
の温度に保持したときの物性の変化を示すグラフ
である。

Claims

【特許請求の範囲】１重量％でＣ 0.01〜0.30％、 Si 1.5％以下、 Mn 0.3〜2.5％、残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼の組織を
旧オーステナイト粒径が35μ以下のベイナイト、
マルテンサイト又はこれらの混合組織とした後、
A_c1〜A_c3温度域に加熱して、オーステナイト化
分率が約20％以上となるようにオーステナイト化
を進行させ、次いで、平均冷却速度40〜150℃／
秒にて常温乃至500℃まで冷却することを特徴と
する強加工性のすぐれた高強度低炭素鋼材の製造
方法。２重量％でＣ 0.01〜0.30％、 Si 1.5％以下、 Mn 0.3〜2.5％及び、 Nb 0.005〜0.20％、V0.005〜0.30％及び
Ti0.005〜0.30％から選ばれる少なくとも１種、残部鉄及び不可避不純物よりなる鋼の組織を旧
オーステナイト粒径が35μ以下のベイナイト、マ
ルテンサイト又はこれらの混合組織とした後、
A_c1〜A_c3温度域に加熱して、オーステナイト化
分率が約20％以上となるようにオーステナイト化
を進行させ、次いで、平均冷却速度40〜150℃／
秒にて常温乃至500℃まで冷却することを特徴と
する強加工性のすぐれた高強度低炭素鋼材の製造
方法。