JPS60152654A - 耐水素割れ特性にすぐれた高強度高延靭性鋼材の製造方法 - Google Patents
耐水素割れ特性にすぐれた高強度高延靭性鋼材の製造方法Info
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- JPS60152654A JPS60152654A JP905484A JP905484A JPS60152654A JP S60152654 A JPS60152654 A JP S60152654A JP 905484 A JP905484 A JP 905484A JP 905484 A JP905484 A JP 905484A JP S60152654 A JPS60152654 A JP S60152654A
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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。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
本発明は耐水素割れ特性にずくれた高強度高延靭性鋼材
及びその製造方法に関する。
及びその製造方法に関する。
低降伏比のプレス成形用鋼板として、ボリゴナルフエラ
イトと少里の塊状低温変態生成相とからなる複合M1織
を有する鋼材が既に知られているが、尚、材質的には耐
水素誘起割れ特1−目、[か、靭性や延性が十分ではな
い。
イトと少里の塊状低温変態生成相とからなる複合M1織
を有する鋼材が既に知られているが、尚、材質的には耐
水素誘起割れ特1−目、[か、靭性や延性が十分ではな
い。
本発明者らは、耐水素割れ特性のめならず、延性、靭性
、延性・強度バランスにずくれ、また、プレス成形性等
にもずくれたIa 44を得るべく鋭意研究した結果、
鋼組織を予め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、ヘイナイト若しくはこれらの混合kn
Hli、又はフェライトとマルテンサイト若しく目ヘ
イナイトの低温変態生成相からなる前組織とした後、所
定の条件に従って熱処理して、最終&ll織として、平
均粒径10メ1以下のポリゴナルフエライト相と、残部
がフェライI・相中に針状のマルテンサイト、ヘイナイ
ト又はこれらの混合組織からなる低温変態生成相が均一
に分散されてなる混合相とを有せしめることにより、上
記の特性を備えた鋼材を得ることができることを見出し
て本発明に至ったものである。
、延性・強度バランスにずくれ、また、プレス成形性等
にもずくれたIa 44を得るべく鋭意研究した結果、
鋼組織を予め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、ヘイナイト若しくはこれらの混合kn
Hli、又はフェライトとマルテンサイト若しく目ヘ
イナイトの低温変態生成相からなる前組織とした後、所
定の条件に従って熱処理して、最終&ll織として、平
均粒径10メ1以下のポリゴナルフエライト相と、残部
がフェライI・相中に針状のマルテンサイト、ヘイナイ
ト又はこれらの混合組織からなる低温変態生成相が均一
に分散されてなる混合相とを有せしめることにより、上
記の特性を備えた鋼材を得ることができることを見出し
て本発明に至ったものである。
本発明による耐水素割れ特性にずくれた高強度高延靭性
鋼材は、重量%で CO,01〜0.50%、 Si2.0%以下及び Mn O,3〜3.0% を含有し、金属組織が平均粒径10μ以下のポリゴナル
フエライI・相と、残部がフェライト相中に針状のマル
テンサイト、ベイナイト又はこれらの混合組織からなる
低温変態生成相が均一に分散されてなる混合相とからな
ることを特徴とする。
鋼材は、重量%で CO,01〜0.50%、 Si2.0%以下及び Mn O,3〜3.0% を含有し、金属組織が平均粒径10μ以下のポリゴナル
フエライI・相と、残部がフェライト相中に針状のマル
テンサイト、ベイナイト又はこれらの混合組織からなる
低温変態生成相が均一に分散されてなる混合相とからな
ることを特徴とする。
以下に本発明による鋼材におりる成分の限定理由につい
て説明する。
て説明する。
Cは、鋼が本発明の規定する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及び/又はヘ
イナイト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と共に
、得られる鋼材の溶接性も劣化し、更に、0.50%を
越えるときは、目的とする所定の最終金属fort織を
得ることができない。従って、C含有量は0.01〜0
.50%、好ましくは0.01〜0.30%とする。
.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及び/又はヘ
イナイト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と共に
、得られる鋼材の溶接性も劣化し、更に、0.50%を
越えるときは、目的とする所定の最終金属fort織を
得ることができない。従って、C含有量は0.01〜0
.50%、好ましくは0.01〜0.30%とする。
Siはフェライト相の強化元素として有効であるが、2
.0%を越えると変態温度を著しく高温側にずらせるの
で、上限を2.0%とする。
.0%を越えると変態温度を著しく高温側にずらせるの
で、上限を2.0%とする。
Mnは鋼を強化すると共に、第2相の焼入れ性を確保し
、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、3.0%を越えて多量に添
加しても、その効果が飽和すると共に、溶接性が著しく
劣化するので、Mn含有量は0.3〜3.0%とする。
、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、3.0%を越えて多量に添
加しても、その効果が飽和すると共に、溶接性が著しく
劣化するので、Mn含有量は0.3〜3.0%とする。
本発明によれば、鋼の金属組織を微細化し、また、これ
らの炭窒化物によって鋼の耐水素誘起割れ特性を高める
ために、Nb、、■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。上記の効果を有
効に発現させるためには、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」二限は、Nbについては0.2%、■及
びTiについてはそれぞれ0.4%とする。
らの炭窒化物によって鋼の耐水素誘起割れ特性を高める
ために、Nb、、■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。上記の効果を有
効に発現させるためには、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」二限は、Nbについては0.2%、■及
びTiについてはそれぞれ0.4%とする。
更に、本発明の鋼が含んでよい元素又は不可避的に含ま
れる元素について説明すれば、本発明鋼の用途に応じて
、Crs Cu及び/又はMOをそれぞれ1.0%以下
、Niを6%以下、An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。また、溶銑予備処理等の方法によって、SをO,O
O5%以下、Pを0.010%以下とし、或いはNを0
.004%以下とすることや、また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
調整ごとも好ましい。
れる元素について説明すれば、本発明鋼の用途に応じて
、Crs Cu及び/又はMOをそれぞれ1.0%以下
、Niを6%以下、An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。また、溶銑予備処理等の方法によって、SをO,O
O5%以下、Pを0.010%以下とし、或いはNを0
.004%以下とすることや、また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
調整ごとも好ましい。
次に、本発明による鋼材の製造方法について説明する。
本発明による耐水素割れ特性にすぐれた高強度高延靭性
鋼材の製造方法は、上記したような化学組成を有する鋼
の組織を、マルテンサイト、ベイナイト若しくはこれら
の混合組織が主体である組織、又はフェライトとマルテ
ンサイト若しくはベイナイトの低温変態生成相との混合
&、lI Paから2(る組織とした後、Ac+〜Ac
:+」100°Cの温度域に加熱し、次いで、平均冷却
速度0.01〜b秒にて常温乃至500°C以下の温度
まで冷却することを特徴とする。
鋼材の製造方法は、上記したような化学組成を有する鋼
の組織を、マルテンサイト、ベイナイト若しくはこれら
の混合組織が主体である組織、又はフェライトとマルテ
ンサイト若しくはベイナイトの低温変態生成相との混合
&、lI Paから2(る組織とした後、Ac+〜Ac
:+」100°Cの温度域に加熱し、次いで、平均冷却
速度0.01〜b秒にて常温乃至500°C以下の温度
まで冷却することを特徴とする。
先ず、本発明においてシ、)二、最終金属に、11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Act”Aca+100℃の温度域
に加熱する前に、そのfall織をマルテンサイト、低
炭素ベイナイト(即ち、針状フエラ−(1−)を含有し
ていてもよいヘイナイト若しくはこれらの混合組織が主
体であるK、■織、又は一部少尾の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若しくはヘイナイ
トの低温変態生成相との混合m織(以下、これらを単に
前3.11織ということがある。)とする。即ち、通常
のフェライト・パーライト変態を阻止することが必要不
可欠であり、特に、前組織をフェライトと低温変態生成
相との混合に:■織とすることが、後述する理由から好
ましい。
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Act”Aca+100℃の温度域
に加熱する前に、そのfall織をマルテンサイト、低
炭素ベイナイト(即ち、針状フエラ−(1−)を含有し
ていてもよいヘイナイト若しくはこれらの混合組織が主
体であるK、■織、又は一部少尾の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若しくはヘイナイ
トの低温変態生成相との混合m織(以下、これらを単に
前3.11織ということがある。)とする。即ち、通常
のフェライト・パーライト変態を阻止することが必要不
可欠であり、特に、前組織をフェライトと低温変態生成
相との混合に:■織とすることが、後述する理由から好
ましい。
−上記した前組織を得るためには、例えば、熱処理や圧
延後の調整冷却はか、種々の手段によることができるが
、熱間圧延後の調整冷却による方法が最終組織を微細化
する観点からも、経済的な観点からも有利である。しか
し、本発明においてはこれらに限定されるものではない
。尚、圧延後の調整冷却によって所要の前組織を得るに
は、その際の冷却速度を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。
延後の調整冷却はか、種々の手段によることができるが
、熱間圧延後の調整冷却による方法が最終組織を微細化
する観点からも、経済的な観点からも有利である。しか
し、本発明においてはこれらに限定されるものではない
。尚、圧延後の調整冷却によって所要の前組織を得るに
は、その際の冷却速度を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。
また、前組織を調整するに際して、旧オーステナイト粒
径を30μ以下とすることによって、最終組織のボリゴ
ナルフエライトの平均粒径を10μ以下とすることがで
きる。特に、旧オーステナイト粒径を5〜20μに調整
することにより、ポリゴナルフエライトの平均粒径を2
〜5μに極微細化することもできる。尚、旧オーステナ
イト粒径を35 II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
。
径を30μ以下とすることによって、最終組織のボリゴ
ナルフエライトの平均粒径を10μ以下とすることがで
きる。特に、旧オーステナイト粒径を5〜20μに調整
することにより、ポリゴナルフエライトの平均粒径を2
〜5μに極微細化することもできる。尚、旧オーステナ
イト粒径を35 II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、IOμ〜20μの細粒を得るには、上記加工条件
に加えて、最終加]−パスを900℃以下とする必要が
あり、5〜10μ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。
に加えて、最終加]−パスを900℃以下とする必要が
あり、5〜10μ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。
次いで、本発明においては、このように前組織を調整し
た鋼をAC1〜AC3+100℃の温度域に加熱した後
、所定の条件下に冷却して、所定の最終組織を得る。従
って、前組織を調整すると共に、この加熱冷却条件を適
切に選択することが、本発明による最v!、組織を得る
ために重要である。
た鋼をAC1〜AC3+100℃の温度域に加熱した後
、所定の条件下に冷却して、所定の最終組織を得る。従
って、前組織を調整すると共に、この加熱冷却条件を適
切に選択することが、本発明による最v!、組織を得る
ために重要である。
一部残留オーステナイトを含んでいてもよいマルテンサ
イトやベイナイトを含有する上記のような前組織をフェ
ライト・オーステナイト相又はオーステナイト相域直上
に加熱する場合の逆変態過程においては、変態初期に旧
オーステナイト粒内から針状オーステナイト粒子が生成
する。この粒子には、逆変態前又は逆変態過程における
フエライI・相及びオーステナイト相の両相間での溶質
元素の分配によって、S I % M n −、Cr等
の元素が著しく濃化し、以後、変態の進行に伴って、4
状オーステナイトは合体して塊状となり、また、オース
テナイト載置−に加熱の場合には、塊状オーステナイト
の成長によって鋼組織全体がオーステナイト相に変態す
る。この状態においても、上述の溶質元素の濃化は残存
し、容易に均質化しない。
イトやベイナイトを含有する上記のような前組織をフェ
ライト・オーステナイト相又はオーステナイト相域直上
に加熱する場合の逆変態過程においては、変態初期に旧
オーステナイト粒内から針状オーステナイト粒子が生成
する。この粒子には、逆変態前又は逆変態過程における
フエライI・相及びオーステナイト相の両相間での溶質
元素の分配によって、S I % M n −、Cr等
の元素が著しく濃化し、以後、変態の進行に伴って、4
状オーステナイトは合体して塊状となり、また、オース
テナイト載置−に加熱の場合には、塊状オーステナイト
の成長によって鋼組織全体がオーステナイト相に変態す
る。この状態においても、上述の溶質元素の濃化は残存
し、容易に均質化しない。
従って、本発明においては、所定の前組織を有する鋼を
AC1〜AC3+100℃の温度域に加熱する。
AC1〜AC3+100℃の温度域に加熱する。
次いで、このような組織杖態から、本発明に従0
つて、0.01〜b
することによって、C,S i、Mn、Cr等の濃度分
布の影響を受け、低濃度領域、なかでもオーステナイト
粒界や塊状オーステナイト相界面からボリゴナルフエラ
イトが変態する。次いで、残部領域ではフェライトと針
状オーステナイトとに分離し、最終的に針状オーステナ
イトが低温変態生成相を形成する。この針状オーステナ
イトにはC1Si、Mn、Cr等の元素が著しく濃化さ
れているので、0.01℃/秒の冷却速度においてもパ
ーライト変態を起こさないのである。
布の影響を受け、低濃度領域、なかでもオーステナイト
粒界や塊状オーステナイト相界面からボリゴナルフエラ
イトが変態する。次いで、残部領域ではフェライトと針
状オーステナイトとに分離し、最終的に針状オーステナ
イトが低温変態生成相を形成する。この針状オーステナ
イトにはC1Si、Mn、Cr等の元素が著しく濃化さ
れているので、0.01℃/秒の冷却速度においてもパ
ーライト変態を起こさないのである。
本発明においては、フェライト相と低温変態生成相の混
合組織を前組織とし、A Cl〜AC3温度域に加熱す
る場合は、上記したように、平均冷却速度が0.01℃
/秒でも本発明による鋼材を得ることができる。しかし
、平均冷却速度が40℃/秒を越えるときは、特に、マ
ルテンサイトやベイナイトを前組織として、AC2〜A
C3+100℃の温度域に加熱した場合にポリゴナルフ
エライトが得られなくなる。従って、本発明の方法にお
いては、1 Ac+”−Ac+ + 100℃の温度域への加熱後の
平均冷却速度を0.01〜b 冷却停止温度は、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に500
℃以下常温までの温度であることが必要である。500
℃よりも高い温度、特に600℃よりも高い温度で冷却
を停止する場合は、パーライト変態が起こりやすくなる
がらである。
合組織を前組織とし、A Cl〜AC3温度域に加熱す
る場合は、上記したように、平均冷却速度が0.01℃
/秒でも本発明による鋼材を得ることができる。しかし
、平均冷却速度が40℃/秒を越えるときは、特に、マ
ルテンサイトやベイナイトを前組織として、AC2〜A
C3+100℃の温度域に加熱した場合にポリゴナルフ
エライトが得られなくなる。従って、本発明の方法にお
いては、1 Ac+”−Ac+ + 100℃の温度域への加熱後の
平均冷却速度を0.01〜b 冷却停止温度は、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に500
℃以下常温までの温度であることが必要である。500
℃よりも高い温度、特に600℃よりも高い温度で冷却
を停止する場合は、パーライト変態が起こりやすくなる
がらである。
このようにして、本発明の方法によれば、所定の最終組
織を有する鋼材を得ることができるが、この最終組織の
ボリゴナルフェライトやフェライト地における固溶(C
+N)量は著しく低く、通常、約20ppm以下である
。
織を有する鋼材を得ることができるが、この最終組織の
ボリゴナルフェライトやフェライト地における固溶(C
+N)量は著しく低く、通常、約20ppm以下である
。
尚、本発明においては、フェライトと低温変態生成相か
らなる前組織は、それ自体が低降伏比であって加工性も
よいので、前組織調整後に所要の形状に加工し、次いで
、本発明に従って加熱冷却することにより最終組織とし
てもよい。例えば、フェライトと低温変態生成相との混
合組織からなる前組織とした後にパイプ成形し、次いで
、本発2 明に従って熱処理及び冷却を行なうのである。但し、か
かる場合において、前組織の冷間加工度が50%を越え
るときは、熱処理中にマルテンサイトやヘイナイトの再
結晶が起こり、第2相の形態が変化することがあるので
、冷間加工度は50%以下とすることが望ましい。
らなる前組織は、それ自体が低降伏比であって加工性も
よいので、前組織調整後に所要の形状に加工し、次いで
、本発明に従って加熱冷却することにより最終組織とし
てもよい。例えば、フェライトと低温変態生成相との混
合組織からなる前組織とした後にパイプ成形し、次いで
、本発2 明に従って熱処理及び冷却を行なうのである。但し、か
かる場合において、前組織の冷間加工度が50%を越え
るときは、熱処理中にマルテンサイトやヘイナイトの再
結晶が起こり、第2相の形態が変化することがあるので
、冷間加工度は50%以下とすることが望ましい。
以上のように、本発明によれば、予め所定の前組織を有
せしめた鋼を所定の条件に従って熱処理して、最終組織
として、平均粒径1oμ以下のポリゴナルフエライト相
と、残部がフェライト相中に固溶炭素20ppm以下の
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が均一に分散されてなる混合
相とからなる従来にない組織を有せしめたので、かがる
鋼材は耐水素誘起割れ特性にすぐれるのみならず、延性
、靭性、強度・延性バランスにすぐれ、更にプレス成形
性にもすぐれる。
せしめた鋼を所定の条件に従って熱処理して、最終組織
として、平均粒径1oμ以下のポリゴナルフエライト相
と、残部がフェライト相中に固溶炭素20ppm以下の
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が均一に分散されてなる混合
相とからなる従来にない組織を有せしめたので、かがる
鋼材は耐水素誘起割れ特性にすぐれるのみならず、延性
、靭性、強度・延性バランスにすぐれ、更にプレス成形
性にもすぐれる。
実施例
第1表に本発明で規定する化学組成を有する鋼1.2及
び3及びそのAC3温度を示す。
び3及びそのAC3温度を示す。
3
tliillを熱間圧延後、加速冷却して前組織をフェ
ライト相(45%)と残部マルテンサイト相(4%の残
留オーステナイトを含有する。)の混合組織としたもの
をIRし、比較のために、鋼1を熱間圧延後、放冷して
前組織をフェライト・パーライト組織としたものをIC
とする。同様に鋼2を熱間圧延後、加速冷却して前組織
をマルテンサイト主体の組織としたものを2Rとし、更
に、鋼3を熱間圧延後、加速冷却して前組織をフェライ
ト相(75%)と残部マルテンサイト相(3%の残留オ
ーステナイトを含有する。)の混合組織としたものを3
Rとする。
ライト相(45%)と残部マルテンサイト相(4%の残
留オーステナイトを含有する。)の混合組織としたもの
をIRし、比較のために、鋼1を熱間圧延後、放冷して
前組織をフェライト・パーライト組織としたものをIC
とする。同様に鋼2を熱間圧延後、加速冷却して前組織
をマルテンサイト主体の組織としたものを2Rとし、更
に、鋼3を熱間圧延後、加速冷却して前組織をフェライ
ト相(75%)と残部マルテンサイト相(3%の残留オ
ーステナイトを含有する。)の混合組織としたものを3
Rとする。
これらlR1IC,2R及び3RをそれぞれAC1〜A
C2温度域である830〜860℃、又はA (1〜A
c++100℃域の900℃に加熱した後、種々の冷却
速度にて常温まで冷却した。これらの最終組織と緒特性
とを第2表に示す。
C2温度域である830〜860℃、又はA (1〜A
c++100℃域の900℃に加熱した後、種々の冷却
速度にて常温まで冷却した。これらの最終組織と緒特性
とを第2表に示す。
また、本発明による鋼の代表的な例の組織の顕微鏡写真
を第1図A及びBに示す。倍率はA図が270倍、B図
が1700倍であり、B図におい4 て白い部分がボリゴナルフエライト、黒い部分が針状マ
ルテンサイトを示し、金属組織が平均粒径10μ以下の
ポリゴナルフエライト相と、残部がフェライト相中に針
状の低温変態生成相が均一に分散されてなる混合相とか
ら形成されていることが認められる。
を第1図A及びBに示す。倍率はA図が270倍、B図
が1700倍であり、B図におい4 て白い部分がボリゴナルフエライト、黒い部分が針状マ
ルテンサイトを示し、金属組織が平均粒径10μ以下の
ポリゴナルフエライト相と、残部がフェライト相中に針
状の低温変態生成相が均一に分散されてなる混合相とか
ら形成されていることが認められる。
第2表において、鋼重号(1)、(2)、(3)、(7
)及び(8)は本発明鋼であり、これらの&IN織は、
平均粒径5μのボリゴナルフエライトと、残部がフェラ
イトと針状マルテンサイトの混合組織(一部、残留オー
ステナイトを含有する。)からなる。それぞれの鋼につ
いて、最終組織における各相の存在分布を第2表に示す
。これらの鋼は強度・延性バランスにすぐれ、引張強さ
くkg/++m” ) X全伸び(%)が2000(k
+r/龍2 ・%)を越えており、また、水素誘起割れ
特性もすぐれている。
)及び(8)は本発明鋼であり、これらの&IN織は、
平均粒径5μのボリゴナルフエライトと、残部がフェラ
イトと針状マルテンサイトの混合組織(一部、残留オー
ステナイトを含有する。)からなる。それぞれの鋼につ
いて、最終組織における各相の存在分布を第2表に示す
。これらの鋼は強度・延性バランスにすぐれ、引張強さ
くkg/++m” ) X全伸び(%)が2000(k
+r/龍2 ・%)を越えており、また、水素誘起割れ
特性もすぐれている。
これに対して、鋼重号(4)は加熱時にオーステナイト
化が進行しすぎたために、最終組織における第2相が塊
状であって、その結果、緒特性も悪い。
化が進行しすぎたために、最終組織における第2相が塊
状であって、その結果、緒特性も悪い。
第1図Cに組織の顕微鏡写真(1700倍)を示5
ずが、黒い部分が塊状マルテンサイトである。鋼重号(
5)及び(6)は、その前組織が従来のフェライト・パ
ーライト組織であるので、加熱冷却条件は本発明の規定
する範囲内にあるが、低温変態生成相が塊状をなし、目
的とする組織か得られない。
5)及び(6)は、その前組織が従来のフェライト・パ
ーライト組織であるので、加熱冷却条件は本発明の規定
する範囲内にあるが、低温変態生成相が塊状をなし、目
的とする組織か得られない。
第2図は本発明鋼を300〜500℃に加熱保持して焼
鈍したときの強度と絞りの変化を示す。
鈍したときの強度と絞りの変化を示す。
低温焼鈍の場合も、本発明の効果が糾持されることが明
らかである。
らかである。
第1図A及びBは本発明による鋼の組織の代表例の顕微
鏡写真、Cは比較例鋼の組織の顕微鏡写真を示し、第2
図は本発明鋼を焼鈍したときの機械的性質の変化を示す
グラフである。 8
鏡写真、Cは比較例鋼の組織の顕微鏡写真を示し、第2
図は本発明鋼を焼鈍したときの機械的性質の変化を示す
グラフである。 8
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 (11重量%で CO,01〜0.50%、 Si2.0%以下及び Mn 0.3〜3.0% を含有し、金属組織が平均粒径10μ以下のポリゴナル
フエライト相と、残部がフェライト相中に針状のマルテ
ンサイト、ベイナイト又はこれらの混合組織からなる低
温変態生成相が均一に分散されてなる混合相とからなる
ことを特徴とする耐水素割れ特性にすぐれた高強度高延
靭性鋼材炭素鋼材。 (2)重量%で CO,01〜0.50%、 Si2.0%以下、 Mn O,3〜3.0%、及び NbO,005〜0.2%、T i O,OO5〜0.
4%及びVo、005〜0.4%から選ばれる少なくと
も1種、 を含有し、金属組織が平均粒径10μ以下のボリゴナル
フエライト相と、残部がフェライト相中に針状のマルテ
ンサイト、ベイナイト又はこれらの混合組織からなる低
温変態生成相が均一に分散されてなる混合相とからなる
ことを特徴とする耐水素割れ特性にすぐれた高強度高延
靭性鋼材炭素鋼材。 (3)重量%で CO,01〜0.50%、 Si2.0%以下及び Mn 0.3〜3.0% を含有する鋼の組織をマルテンサイト、ベイナイト若し
くはこれらの混合組織、又はフェライトとマルテンサイ
ト若しくはベイナイトの低温変態生成相との混合組織か
らなる前組織とした後、A (1〜AC3+100℃の
温度域に加熱し、次いで、平均冷却速度0.01〜40
℃/秒にて常温乃至500℃の温度まで冷却することを
特徴とする耐水素割れ特性にすぐれた高強度高延靭性鋼
Hの製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP905484A JPS60152654A (ja) | 1984-01-20 | 1984-01-20 | 耐水素割れ特性にすぐれた高強度高延靭性鋼材の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP905484A JPS60152654A (ja) | 1984-01-20 | 1984-01-20 | 耐水素割れ特性にすぐれた高強度高延靭性鋼材の製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS60152654A true JPS60152654A (ja) | 1985-08-10 |
JPH048485B2 JPH048485B2 (ja) | 1992-02-17 |
Family
ID=11709915
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP905484A Granted JPS60152654A (ja) | 1984-01-20 | 1984-01-20 | 耐水素割れ特性にすぐれた高強度高延靭性鋼材の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS60152654A (ja) |
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- 1984-01-20 JP JP905484A patent/JPS60152654A/ja active Granted
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