JPS6017012A - 低炭素高延性高靭性鋼の製造方法 - Google Patents
低炭素高延性高靭性鋼の製造方法Info
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- JPS6017012A JPS6017012A JP12289883A JP12289883A JPS6017012A JP S6017012 A JPS6017012 A JP S6017012A JP 12289883 A JP12289883 A JP 12289883A JP 12289883 A JP12289883 A JP 12289883A JP S6017012 A JPS6017012 A JP S6017012A
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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
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
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- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Strip Materials And Filament Materials (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
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】
本発明は低炭素高延性高靭性鋼の製造方法に関する。
フエライ１〜を主体組織とし、これに少量の低温変態生
成相、即ち、マルテンサイト及び／又はベイナイトと、
場合によっては残留オーステナイトとからなる組織が第
２相として均一に分散されている混合組織からなる鋼は
、降伏点伸びがなく、連続降伏現象を示すので、降伏比
が低く、初期の加工硬化が大きいこと、また、均−伸び
が大きく、強度・延性バランスにすぐれていること等か
ら、冷間プレス性が良好であって、高強度薄鋼板として
の適用に好適である。しかしながら、一方において、上
記のような鋼は、硬質第２相の延性が十分でないために
、打抜き性、伸びフランジ性、冷間鍛造性、冷間伸線性
等の加工性に劣ると共に、このような欠点を改善するた
めに、第２相体積率を低減し、或いは第２相を焼戻す等
の方法が提案されているが、尚、満足すべき方法とはい
えず。
成相、即ち、マルテンサイト及び／又はベイナイトと、
場合によっては残留オーステナイトとからなる組織が第
２相として均一に分散されている混合組織からなる鋼は
、降伏点伸びがなく、連続降伏現象を示すので、降伏比
が低く、初期の加工硬化が大きいこと、また、均−伸び
が大きく、強度・延性バランスにすぐれていること等か
ら、冷間プレス性が良好であって、高強度薄鋼板として
の適用に好適である。しかしながら、一方において、上
記のような鋼は、硬質第２相の延性が十分でないために
、打抜き性、伸びフランジ性、冷間鍛造性、冷間伸線性
等の加工性に劣ると共に、このような欠点を改善するた
めに、第２相体積率を低減し、或いは第２相を焼戻す等
の方法が提案されているが、尚、満足すべき方法とはい
えず。
しかも、強度も６０ｋｇ／−程度が限界であるので、厚
鋼板、線材、棒鋼等の製品分野に適用することば困難で
ある。
鋼板、線材、棒鋼等の製品分野に適用することば困難で
ある。
本発明者らは、ト記した問題を解決するために鋭意研究
した結果、鋼の組織をマルテンサイト若しくはベイナイ
ト主体組織、又はフェライトと低温変態生成相との混合
組織とし、これをＡＣＩ〜Ａ Ｃ３域に加熱した後、５
℃／秒以上の冷却速度で冷却する熱処理を行なうことに
より、第２相粒子が極めて微細化し、かくして得られる
フェライトとマルテンサイト又はベイナイトの混合組織
からなる鋼が、延性及び靭性において顕著に改善される
ことを見出して、本発明に至ったものである。
した結果、鋼の組織をマルテンサイト若しくはベイナイ
ト主体組織、又はフェライトと低温変態生成相との混合
組織とし、これをＡＣＩ〜Ａ Ｃ３域に加熱した後、５
℃／秒以上の冷却速度で冷却する熱処理を行なうことに
より、第２相粒子が極めて微細化し、かくして得られる
フェライトとマルテンサイト又はベイナイトの混合組織
からなる鋼が、延性及び靭性において顕著に改善される
ことを見出して、本発明に至ったものである。
従って、本発明による低炭素高延性高靭性鋼の製造方法
は、重量％でＣ０，３％以下、Ｓｉ２．０％以下及びＭ
ｎ ０．５〜２．５％以下を含有する鋼の組織をマル
テンサイト又はヘイナイト主体の組織又はフエライ１−
とマルテンサイト又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−５Ａ Ｃ＋〜Ａ ｃ
３温度域に加熱し、調整冷却することにより、鋼の最終
組織をフエライＩ・とマルテンサイト又はベイナイトの
低温変態生成相との混合組織とすることを特徴とする。
は、重量％でＣ０，３％以下、Ｓｉ２．０％以下及びＭ
ｎ ０．５〜２．５％以下を含有する鋼の組織をマル
テンサイト又はヘイナイト主体の組織又はフエライ１−
とマルテンサイト又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−５Ａ Ｃ＋〜Ａ ｃ
３温度域に加熱し、調整冷却することにより、鋼の最終
組織をフエライＩ・とマルテンサイト又はベイナイトの
低温変態生成相との混合組織とすることを特徴とする。
本発明の方法において、Ａ Ｃ＋〜Ａ ｃ、−を温度域
への加熱前の鋼の組織をマルテンサイト又はベイナイト
主体の組織とし、又はフェライトとマルテンサイ（・又
はヘイサイ１−の低温変態生成相との混合組織とするた
めに、次の方法によることができる。
への加熱前の鋼の組織をマルテンサイト又はベイナイト
主体の組織とし、又はフェライトとマルテンサイ（・又
はヘイサイ１−の低温変態生成相との混合組織とするた
めに、次の方法によることができる。
尚、以下、これらの組織を前組織という。
上記した方法の第１は、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方法である。
圧延した後に加速冷却する方法である。
制御圧延とは、板材の場合、好ましくは、９５０℃以下
での累積圧下率を３０％以」二とし、Ａ ｒ３±５０°
Ｃの温度で圧延を終了することをいい、線材の場合は、
好ましくは、中間乃至最終の圧延温度を１０００℃以下
とし、その温度域での累積圧下率を３０％以上とし、圧
延終了温度をＡ ｒ３〜Ａ ｒ３→−１００℃とするこ
とをいう。上記した温度条件をはずれると、後述する所
望の前組織を得ることが困ゲ（ｔとなり、或いは前組織
を微細化することが困難となる。本発明の方法において
は、旧オーステナイＩ・粒度が細粒であるほど、得られ
る最終組織鋼の延性及び靭性が増大する。加速冷却時の
冷却速度ば５°Ｃ／秒以上とすることが必要である。
での累積圧下率を３０％以」二とし、Ａ ｒ３±５０°
Ｃの温度で圧延を終了することをいい、線材の場合は、
好ましくは、中間乃至最終の圧延温度を１０００℃以下
とし、その温度域での累積圧下率を３０％以上とし、圧
延終了温度をＡ ｒ３〜Ａ ｒ３→−１００℃とするこ
とをいう。上記した温度条件をはずれると、後述する所
望の前組織を得ることが困ゲ（ｔとなり、或いは前組織
を微細化することが困難となる。本発明の方法において
は、旧オーステナイＩ・粒度が細粒であるほど、得られ
る最終組織鋼の延性及び靭性が増大する。加速冷却時の
冷却速度ば５°Ｃ／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。
ーライト組織となるからである。
次に、前組織を得るための第２の方法は、通常の圧延工
程中で所望の前組織を得る上記第１の方法と異なり、圧
延後に鋼を熱処理するものであり、鋼をＡｃ以上のオー
ステナイト域に加熱した後に調整冷却する方法である。
程中で所望の前組織を得る上記第１の方法と異なり、圧
延後に鋼を熱処理するものであり、鋼をＡｃ以上のオー
ステナイト域に加熱した後に調整冷却する方法である。
この方法による場合、加熱温度は、第１の方法について
説明したと同様に、Ａｃ”−Ａｃ＋１５０℃の範囲であ
ることが好３ ましい。
説明したと同様に、Ａｃ”−Ａｃ＋１５０℃の範囲であ
ることが好３ ましい。
このように、本発明においては、鋼をＡｃ〜Ａ Ｃ３域
に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有していてもよ
いマルテンサイト又はベイナイト主体の組織、又ｔｉ＋
フェライトとマルテンサイト又はベイナイトの低温変態
生成相との混合組織とする。そして、このように前組織
を調整した鋼をＡＣＩ〜ＡＣ３域に加熱することにより
、初期オーステナイト粒が、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
トを優先核として多数生成し、上記ラス境界に沿って成
長する。従って、このオーステナイトから加速冷却後に
変態するマルテンサイト又はベイナイトは、その形態に
おいて方向性を有する層状となり、且つ、周囲のフェラ
イトに対して整合性のよいものとなる。この結果、従来
のフェライト・パーライト前組織鋼に比較して第２相粒
子を格段にｍ細化することができ、その形態が大幅に異
なることとなる。
に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有していてもよ
いマルテンサイト又はベイナイト主体の組織、又ｔｉ＋
フェライトとマルテンサイト又はベイナイトの低温変態
生成相との混合組織とする。そして、このように前組織
を調整した鋼をＡＣＩ〜ＡＣ３域に加熱することにより
、初期オーステナイト粒が、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
トを優先核として多数生成し、上記ラス境界に沿って成
長する。従って、このオーステナイトから加速冷却後に
変態するマルテンサイト又はベイナイトは、その形態に
おいて方向性を有する層状となり、且つ、周囲のフェラ
イトに対して整合性のよいものとなる。この結果、従来
のフェライト・パーライト前組織鋼に比較して第２相粒
子を格段にｍ細化することができ、その形態が大幅に異
なることとなる。
即ち、フェライト・パーライト鋼をＡｃ＝Ａｃ３
温度域に加熱するときは、フェライト粒界やフェライト
・パーライト粒界がオーステナイトの核生成サイ１−と
なるが、本発明の方法によれば、フエライＩ・粒界、旧
オーステナイト粒界に加え、上記したラス境界が優先核
生成サイｉ・として存在するからである。また、ラス境
界から生成する方向性を有するマルテンサイトは、局所
変形や強冷間加工性にすぐれており、旧オーステナイト
粒の微細化に伴う前組織の微細化は、この方向性を有す
るマルテンサイト糾織の微細化、即ち、マルテンサイト
の粒子間間隔、粒子幅及び粒子長の微細化の度合を著し
く助長する。
・パーライト粒界がオーステナイトの核生成サイ１−と
なるが、本発明の方法によれば、フエライＩ・粒界、旧
オーステナイト粒界に加え、上記したラス境界が優先核
生成サイｉ・として存在するからである。また、ラス境
界から生成する方向性を有するマルテンサイトは、局所
変形や強冷間加工性にすぐれており、旧オーステナイト
粒の微細化に伴う前組織の微細化は、この方向性を有す
るマルテンサイト糾織の微細化、即ち、マルテンサイト
の粒子間間隔、粒子幅及び粒子長の微細化の度合を著し
く助長する。
尚、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ及び／又はＺｒの添加は、旧オース
テナイト粒の微細化に効果が大きいので、最終組織の微
細化のために望ましく、同様に、制御圧延することも望
ましい。
テナイト粒の微細化に効果が大きいので、最終組織の微
細化のために望ましく、同様に、制御圧延することも望
ましい。
このような前組織に調整した鋼をＡｃ〜Ａｃ温度域に加
熱する際の加熱速度は、低温変態生成相の再結晶の進行
を抑えるために大きい方がよく、通常、１００℃／分以
上が必要であり、好ましくは５００℃／分以上とし、次
いで、調整冷却する。
熱する際の加熱速度は、低温変態生成相の再結晶の進行
を抑えるために大きい方がよく、通常、１００℃／分以
上が必要であり、好ましくは５００℃／分以上とし、次
いで、調整冷却する。
加速冷却のパターンは特に制限されないが、好ましく番
才得られる鋼中のＣ％／第２相体積率（％）で定義され
る値を０．６０以下とする。これは所定の０％に対して
第２相体積率の下限を規定するものであり、」二記値が
０．６０を越えるときは、第２相自体の延性低下が生じ
る。従来の方法によれば、フェライト・オーステナイト
域への加熱後、冷却時に残留オーステナイトにおりるＣ
の濃縮を促進させ、硬質第２相を少量均一に分散させて
おり、かくして、強度も６０ｋｇ／−級程度となるので
ある。
才得られる鋼中のＣ％／第２相体積率（％）で定義され
る値を０．６０以下とする。これは所定の０％に対して
第２相体積率の下限を規定するものであり、」二記値が
０．６０を越えるときは、第２相自体の延性低下が生じ
る。従来の方法によれば、フェライト・オーステナイト
域への加熱後、冷却時に残留オーステナイトにおりるＣ
の濃縮を促進させ、硬質第２相を少量均一に分散させて
おり、かくして、強度も６０ｋｇ／−級程度となるので
ある。
次に、本発明で用いる鋼の合金元素の限定理由について
説明する。
説明する。
Ｃは０．３％を越えて添加されると、前組織調製時に割
れが生じやすく、一方、余りに含有量が少ないときは、
所要の強度を有しない。従って、好ましくは０．０２〜
０．２％である。
れが生じやすく、一方、余りに含有量が少ないときは、
所要の強度を有しない。従って、好ましくは０．０２〜
０．２％である。
Ｓｉは固溶体強化作用によって鋼の強度及び延性向上に
効果を有するが、余りに多階に含有させるときは、却っ
て靭性を劣化させる。好ましくは３ｉ含有量は１．０％
以下である。
効果を有するが、余りに多階に含有させるときは、却っ
て靭性を劣化させる。好ましくは３ｉ含有量は１．０％
以下である。
Ｍｎは、鋼の焼入れ性を高め、強靭化させるに少なくと
も０．５％の添加が必要であるが、反面、余りに多量に
含有させるときは、靭性や延性を劣化させることとなる
ので、上限を２．５％とする。
も０．５％の添加が必要であるが、反面、余りに多量に
含有させるときは、靭性や延性を劣化させることとなる
ので、上限を２．５％とする。
更に、本発明の方法において用いる鋼は、上記した諸元
素に加えて、Ｎ ｂ Ｏ，１％以下、Ｖｏ、３％以下、
Ｔ ｉ ０．３％以下及びＺ ｒ ０．３％以下より選
ばれる少な（ともＩＮの元素を含有することかできる。
素に加えて、Ｎ ｂ Ｏ，１％以下、Ｖｏ、３％以下、
Ｔ ｉ ０．３％以下及びＺ ｒ ０．３％以下より選
ばれる少な（ともＩＮの元素を含有することかできる。
これらの諸元素は微細な炭窒化物を生成し、オーステナ
イト粒子の微細化に寄与する元素であるが、余りに多量
に含有させても効果が飽和し、経済的にも不利であるの
で、上限をＮｂ、Ｖ、Ｔｉ及びＺｒについてそれぞれ０
．１％、０．３％、０．３％及び０．３％とする。
イト粒子の微細化に寄与する元素であるが、余りに多量
に含有させても効果が飽和し、経済的にも不利であるの
で、上限をＮｂ、Ｖ、Ｔｉ及びＺｒについてそれぞれ０
．１％、０．３％、０．３％及び０．３％とする。
また、本発明においては、線材、棒鋼、鋼板等の広範な
用途において、必要に応じて、上記以外の元素に加えて
、Ｃｒ２％以下、Ｍｏ１％以下、Ｎｉ３％以下、Ｃｕ１
％以下、Ａ ｌｔ ０．２％以下、Ｐ Ｏ，３％以下等
の元素の１種又は２種以上を適宜添加することができる
。また、Ｃａ０．００８％以下を添加し、又はＳ含有量
を０．００３％以下とすることにより、−ｉ、特性を向
上させることができる。
用途において、必要に応じて、上記以外の元素に加えて
、Ｃｒ２％以下、Ｍｏ１％以下、Ｎｉ３％以下、Ｃｕ１
％以下、Ａ ｌｔ ０．２％以下、Ｐ Ｏ，３％以下等
の元素の１種又は２種以上を適宜添加することができる
。また、Ｃａ０．００８％以下を添加し、又はＳ含有量
を０．００３％以下とすることにより、−ｉ、特性を向
上させることができる。
以下に実施例を挙げて本発明を説明する。
実施例１
第１表に示すように、本発明で規定する化学組成を有す
る鋼符号■〜■の鋼について、次のような熱処理を行な
った。
る鋼符号■〜■の鋼について、次のような熱処理を行な
った。
処理Ｒ１・・・中間及び仕上圧延温度を９１５℃以下に
調整し、その温度域で合計圧下率８６％で圧延し、８４
０℃で圧延を終了した後、水冷してマルテンサイＩ・主
体組織とした。
調整し、その温度域で合計圧下率８６％で圧延し、８４
０℃で圧延を終了した後、水冷してマルテンサイＩ・主
体組織とした。
処理Ｒ２・・・中間及び仕上圧延温度を９３０℃以下に
調整し、その温度域での圧下率を９６％とし、８９５℃
で圧延を終了した後、風冷してフェライトと低温変態生
成相とからなる混合組織とした。
調整し、その温度域での圧下率を９６％とし、８９５℃
で圧延を終了した後、風冷してフェライトと低温変態生
成相とからなる混合組織とした。
処理Ｈ・・・７．５ｎ径の線材を下記温度に加熱した後
、水冷してマルテンザイト主体組織とした。上記加熱温
度が９００℃、１０００℃及び１１００℃のときをそれ
ぞれ処理Ｈｌ、ＩＩ ２及びＨ３と１０ した。
、水冷してマルテンザイト主体組織とした。上記加熱温
度が９００℃、１０００℃及び１１００℃のときをそれ
ぞれ処理Ｈｌ、ＩＩ ２及びＨ３と１０ した。
また、比較のための処理として、次の熱処理をを行なっ
た。
た。
処理Ｃ・・・通常の熱間圧延後、放冷してフェライト・
パーライト組織とした。
パーライト組織とした。
上のように、いずれかの熱処理をして、その前組織を調
整して得た線材を７４５〜８４０℃の範囲の温度に加熱
し得る電気炉に装入し、所定温度に加熱した後に油冷し
、フェライトと低温変態生成相との混合組織とした。
整して得た線材を７４５〜８４０℃の範囲の温度に加熱
し得る電気炉に装入し、所定温度に加熱した後に油冷し
、フェライトと低温変態生成相との混合組織とした。
第１図は鋼符号■の鋼からなる線材についての加熱温度
と第２相体積率との関係を示し、第２図はこのようにし
て得られた線材についての加熱温度と機械的性質との関
係を示す。強度・全伸びバランスが前組織によって大き
く影響を受け、特に、第２相体積率を約５０％程度に増
加させて高強度化した場合にも、処理Ｒ１及びＲ２鋼が
すぐれた強度・全伸びバランスを有することが明らかで
ある。
と第２相体積率との関係を示し、第２図はこのようにし
て得られた線材についての加熱温度と機械的性質との関
係を示す。強度・全伸びバランスが前組織によって大き
く影響を受け、特に、第２相体積率を約５０％程度に増
加させて高強度化した場合にも、処理Ｒ１及びＲ２鋼が
すぐれた強度・全伸びバランスを有することが明らかで
ある。
実施例２
１
鋼符号Ｉ、■、■又は■からなる鋼の線材を第２表に示
すように所定の前組織とした後、７９０℃に加熱し、油
冷した。このようにして得られた線材についての機械的
性質と最終組織における第２相体積率を第２表に示す。
すように所定の前組織とした後、７９０℃に加熱し、油
冷した。このようにして得られた線材についての機械的
性質と最終組織における第２相体積率を第２表に示す。
いずれの鋼についても、鋼中のＣ含有量（％）／第２相
体積率（％）は０．３２〜０．５２の範囲にあり、鋼中
のＣ含有量を増加するにつれて第２相体積率が大きくな
り、この結果、強度が大きくなることが認められる。
体積率（％）は０．３２〜０．５２の範囲にあり、鋼中
のＣ含有量を増加するにつれて第２相体積率が大きくな
り、この結果、強度が大きくなることが認められる。
第３図は第２表の結果に基づいて、引張強度に対する破
断絞り及び全伸びの関係をグラフ化したもので、従来の
通常の熱間圧延後に放冷してフェライト・パーライト組
織とした鋼（処理Ｃ）に比べて、本発明鋼が破断絞りに
著しくすぐれていることが明らかであり、この結果、第
３表に示すように、シャルピー吸収エネルギーや遷移温
度等が改善される。
断絞り及び全伸びの関係をグラフ化したもので、従来の
通常の熱間圧延後に放冷してフェライト・パーライト組
織とした鋼（処理Ｃ）に比べて、本発明鋼が破断絞りに
著しくすぐれていることが明らかであり、この結果、第
３表に示すように、シャルピー吸収エネルギーや遷移温
度等が改善される。
また、強度×全伸びで示される強度・延性バランスは従
来の５０〜６０ ｋｇ ／ ＋ｎ＋＆級薄鋼板に適用さ
れている混合絹ｍ鋼の−に限値である２０００ｋｇ／２ 第３表 一５９− ５ −・％に比べて、はぼ同等であるか、又はよりすぐれて
いる。特に、処理Ｒ１及びＲ２を行なった鋼における強
度・延性バランスの改善が顕著である。
来の５０〜６０ ｋｇ ／ ＋ｎ＋＆級薄鋼板に適用さ
れている混合絹ｍ鋼の−に限値である２０００ｋｇ／２ 第３表 一５９− ５ −・％に比べて、はぼ同等であるか、又はよりすぐれて
いる。特に、処理Ｒ１及びＲ２を行なった鋼における強
度・延性バランスの改善が顕著である。
第４図はＡｃ”Ａｃ域への加熱前の組織の間第３
−ステナイト粒度と熱処理後の鋼の機械的性質との関係
を示し、旧オーステナイトが細粒であるほど、全伸びと
強度・延性バランスが改善されることが示される。また
、第２表に示したように、Ｒ１鋼のシャルピー靭性がＨ
３鋼に比較してすぐれているのも、旧オーステナイト粒
の微細化の効果による。
を示し、旧オーステナイトが細粒であるほど、全伸びと
強度・延性バランスが改善されることが示される。また
、第２表に示したように、Ｒ１鋼のシャルピー靭性がＨ
３鋼に比較してすぐれているのも、旧オーステナイト粒
の微細化の効果による。
第１図は鋼符号Ｉの鋼からなる線材についての加熱温度
と第２相体積率との関係を示すグラフ、第２図は」二記
線材についての加熱温度と機械的性質との関係を示すグ
ラフ、第３図は引張強度に対する破断絞り及び全伸びの
関係を示すグラフ、第４図はＡｃ ＝Ａｃ 域への加熱
前の組織の旧オ３ −ステナイト粒度と熱処理後の鋼の機械的性質と６ の関係を示すグラフである。 ７ 第２図 第３図
と第２相体積率との関係を示すグラフ、第２図は」二記
線材についての加熱温度と機械的性質との関係を示すグ
ラフ、第３図は引張強度に対する破断絞り及び全伸びの
関係を示すグラフ、第４図はＡｃ ＝Ａｃ 域への加熱
前の組織の旧オ３ −ステナイト粒度と熱処理後の鋼の機械的性質と６ の関係を示すグラフである。 ７ 第２図 第３図
Claims (3)
- （１）重量％でＣ０，３％以下、Ｓｉ２．０％以下及び
Ｍ ｎ ０．５〜２．５％以下を含有する鋼の組織をマ
ルテンサイト又はベイナイＩ・主体の組織又はフェライ
トとマルテンサイト又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Ｍｉ織とした後、Ａ Ｃ＋〜Ａ
Ｃ，３温度域に加熱し、調整冷却することにより、鋼の
最終組織をフェライトとマルテンサイト又はベイナイト
の低温変態生成相との混合組織とすることを特徴とする
低炭素高延性高靭性鋼の製造方法。 - （２）最終組織において、鋼中のＣ％／第２相体積率（
％）を０．６０以下とすることを特徴とする特許請求の
範囲第１項記載の低炭素高延性高靭性鋼の製造方法。 - （３）鋼を制御圧延又は熱間圧延した後に加速冷却する
ことにより、前組織を得ることを特徴とする特許請求の
範囲第１項又は第２項記載の低炭素高延性高靭性鋼の製
造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12289883A JPS6017012A (ja) | 1983-07-05 | 1983-07-05 | 低炭素高延性高靭性鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12289883A JPS6017012A (ja) | 1983-07-05 | 1983-07-05 | 低炭素高延性高靭性鋼の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6017012A true JPS6017012A (ja) | 1985-01-28 |
Family
ID=14847345
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP12289883A Pending JPS6017012A (ja) | 1983-07-05 | 1983-07-05 | 低炭素高延性高靭性鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6017012A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN1306055C (zh) * | 2004-06-10 | 2007-03-21 | 东北大学 | 免热处理高强冷镦铆螺钢的生产方法 |
Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS51121426A (en) * | 1975-04-18 | 1976-10-23 | Nippon Steel Corp | Process for the production of a composite texture steel which is isotr opic and has high ductility and high toughness |
| US4067756A (en) * | 1976-11-02 | 1978-01-10 | The United States Of America As Represented By The United States Department Of Energy | High strength, high ductility low carbon steel |
-
1983
- 1983-07-05 JP JP12289883A patent/JPS6017012A/ja active Pending
Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS51121426A (en) * | 1975-04-18 | 1976-10-23 | Nippon Steel Corp | Process for the production of a composite texture steel which is isotr opic and has high ductility and high toughness |
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Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN1306055C (zh) * | 2004-06-10 | 2007-03-21 | 东北大学 | 免热处理高强冷镦铆螺钢的生产方法 |
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