JPS60152635A - 強加工性のすぐれた高強度低炭素鋼材の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

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、プレス成形用高強度薄鋼板として、フェライトと
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
線加工によって延性が著しく劣化することが知られてい
る。一方、パテンティ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いてもよいベイナ
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
生成相がフェ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
ったものである。

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 ＣＯ，０１〜０．３０％、 Ｓｉ１．５％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３５１１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（１〜Ａｃ３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５０（ｌ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って得られる鋼材は、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ェラ
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
平均換算粒子径が３μ以下であって、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ａ
ｃｉｃｕｌａｒ）とは粒子が方向性を有することをいい
、塊状（ｇｌｏｂｕｌａｒ）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。従って、Ｃ含有量は０．０１
〜０．３０％とする。

ＳＬはフェ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（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、Ｎ
ｂ、、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％、■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、これにより綱の延性が向上する。

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。従って、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。

従って、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っ
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、Ａ１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　（１””　Ａ　（３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Ｍｎ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、９８（１以下であって、且つ、Ａ、、
３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（、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、最終加工バス
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〜ＡＣ２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
って、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、通常のフェ
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（１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（３〜ＡＣ３＋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　（１＝　Ａ　（
３域社加熱する前の組織を、従来のフェライト・パーラ
イト組織に替えて、残留オーステナイトを含０ 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　（
１＝　Ａ　（３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
はセメンタイトを優先核として、初期オーステナイト粒
が多数生成し、上記ラス境界に沿って成長する。

次いで、所定の条件下での冷却によってこのオーステナ
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、周囲のフェライト相に対して整合性のよいもの
とし、かくして、従来のフェライト・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。従って、
本発明の方法においては、Ａ　ｃＩ−Ａ　（３域への加
熱及び冷却の条件が重要である。即ち、条件によっては
、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、１ 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〜ｂ ことにより、針状と塊状の低温変態生成相がフェライト
中に分散した組織を得る。従って、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２０％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、フェラ
イトと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２０％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
た綱をＡ　ｃ　＋　＝　Ａ　Ｃａ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２ 約２０％以上とし、この状態から平均冷却速度４０〜ｂ 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ェ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
これらの混合組織からなる微細な低温変態生成相がフェ
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、フェライト相中におけ
る第２相の体積分率を１５〜４０％の範囲とする。

３ 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っても、最終組織
中に塊状第２相が混入しやすい。

冷却停止温度は常温乃至５００℃である。これは、低温
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って、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
を予めヘイナイト、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１
５〜４０％の体積分率でフェライト相中に均一に分散さ
せてなる複合組４ 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Ｂｌとし
、比較鋼として、網Ａを圧延後空冷して、前組織をフェ
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ＡＩ及びＢ１を異なるオーステナイト分率を
有するよ・）にＡＣ，＝Ａｃ３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。実線はフェライトと針状第２相との均一
な混合組織を有し、破線はフェライトと塊状第２相、又
はフェライト５ と針状若しくは塊状第２相との混合組織を示す。

本発明に従って、平均冷却速度１２５℃／秒又は８０℃
／秒で冷却したとき、鋼の第２相形態は針状であって、
組織はこの第２相がフェ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
じであっても、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。

ＡＩ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倍であって、白い部分がフェライ
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Ａ
１及びＢ１、並びにフェライト・６ パーライト部組ＷＡＡ２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
体積分率の増加に伴って大きくなるが、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
子の粒子径はフェライト・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
成を有する鋼であっても、前組織をフェライト・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
加工性に冨むとは限らない。即ち、本発明に従って、第
２相の体積分率を１５〜４０％の範囲とすることによっ
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相がフェライト中に均一
に分７ 散分布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Ａｃ＋〜Ａ　ｃ３
域に加熱した後、１２５℃／秒で冷却して得られた調香
号３．４．５及び６は、フェ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
による鋼であって、強度・延性バランスに格段にすぐれ
ていることが明らかである。

これに対して、前組織がフェライト・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調香号１０．１１又は１２を与え
、これらはいずれも強度・延性バランスに劣っている。

一方、前組織はマルチ８ ンサイトであるが、調香号１はＡＣ１〜Ａｃ３域に加熱
後の冷却速度が遅すぎるために、また、調香号２はＡ　
（１〜Ａｃ３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ェライトと
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
、上記調香号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、調香号７〜９はいずれもフェライトと塊状マルテ
ンサイトの混合組織であって、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、４１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。調香号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相を有する調香号
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。網番号３９ の鋼は綱番号２の鋼よりも微細な組織を有して、強加工
性は調香号２よりもすぐれるものの、調香号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
、本発明による錫１が冷却ままの状態で固溶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、目的に応して加工
、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を本発明に従ってフェライトと針状
マルテンサイトの均一な微細複合組織を有する５、５龍
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．　
Ｏ＊■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。

０ Ｂ１及びＣＩ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
、従って、本発明による銅相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０．９５＋＋ｍ）とし、これを３００〜４００　
’ｃ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っ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。従って、
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っ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
よっ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ッキ層
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　（１〜
ＡｃＨ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５ とそのフェ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。 ６

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 （１１重量％で ＣＯ，０１〜０．３０％、 Ｓｉ１．５％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　（１”−Ａ　（
   ３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〜ｂ 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 ＣＯ，０１〜０．３０％、 Ｓｉ１．５％以下、 Ｍｎ　０．３〜２．５％及び、 Ｎｂ０．００５〜０．２０％、Ｖｏ、００５〜０．３０
   ％及びＴ　ｉ　０．００５〜０．３０％から選ばれる少
   なくとも１種、 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　（Ｈ〜′Ａ。３
   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〜ｂ 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。