JPS60184664A - 安定な残留オ−ステナイトを含む高延性高張力鋼 - Google Patents
安定な残留オ−ステナイトを含む高延性高張力鋼Info
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- JPS60184664A JPS60184664A JP3799384A JP3799384A JPS60184664A JP S60184664 A JPS60184664 A JP S60184664A JP 3799384 A JP3799384 A JP 3799384A JP 3799384 A JP3799384 A JP 3799384A JP S60184664 A JPS60184664 A JP S60184664A
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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】
(産業上の利用分野)
本発明は、自動車等の鋼構造物の構造材料として用いら
れるような加工性にすぐれしかも高延性の高張力鋼に関
するものである。
れるような加工性にすぐれしかも高延性の高張力鋼に関
するものである。
このような鋼としては種々のタイプのものが知られてい
る。その代表例は7エライトとマルテンサイトとの混合
組織を有するい、わゆる二相ハイテンであって、例えば
特開昭51−12317に示されているように熱延後急
冷を行うことによって得られる。このような鋼はフェラ
イト組織の延性とマルテンサイト組線の強度とを組合せ
て利用したものでおって50 ” 80 kg/wm2
の強度域において比較的良好な延性を有する。しかし高
強度化のためにマルテンサイト量を増加すると延性が著
しく低下するため80 kg/lrrm2程度以上では
高延性の鋼の製造がむずかしく、また延性の面から低C
化(通常o、iz以下)が必要で、このため溶接部が軟
化して十分な溶接継手性能が得られにくいなどの欠点が
ある。
る。その代表例は7エライトとマルテンサイトとの混合
組織を有するい、わゆる二相ハイテンであって、例えば
特開昭51−12317に示されているように熱延後急
冷を行うことによって得られる。このような鋼はフェラ
イト組織の延性とマルテンサイト組線の強度とを組合せ
て利用したものでおって50 ” 80 kg/wm2
の強度域において比較的良好な延性を有する。しかし高
強度化のためにマルテンサイト量を増加すると延性が著
しく低下するため80 kg/lrrm2程度以上では
高延性の鋼の製造がむずかしく、また延性の面から低C
化(通常o、iz以下)が必要で、このため溶接部が軟
化して十分な溶接継手性能が得られにくいなどの欠点が
ある。
これに対して、本発明者の一人が特公昭57−1569
で示したように、熱延後急冷し、しかるのちMs点以上
の温度域において保熱を行うことによシペイナイト組織
とする方法によっても60〜100kg/+nmの強靭
性にすぐれた欽を得ることができる。
で示したように、熱延後急冷し、しかるのちMs点以上
の温度域において保熱を行うことによシペイナイト組織
とする方法によっても60〜100kg/+nmの強靭
性にすぐれた欽を得ることができる。
この鋼は靭性の面ではすぐれているがプレス成型等に必
要な延性について見ると一般のレベルと著しく異なるも
のではなく高強度化すると加工性延性の低下を招く。
要な延性について見ると一般のレベルと著しく異なるも
のではなく高強度化すると加工性延性の低下を招く。
このようなベイナイト主体の鋼においてベイナイト変態
を途中で中断して急冷することによりオーステナイトを
残留させ、その準安定なオーステナイトによる加工性向
上効果を利用することが特公昭58−42246で提業
されている。この技術はある程度の加工性が保証されれ
ばよい+i)l密機械部分などには適しているが、加工
によジオ−ステナイトがマルテンサイトに変態するため
最終的には延性が低下しまだ脆くなるので、本発明の目
的とする用途には適していない。
を途中で中断して急冷することによりオーステナイトを
残留させ、その準安定なオーステナイトによる加工性向
上効果を利用することが特公昭58−42246で提業
されている。この技術はある程度の加工性が保証されれ
ばよい+i)l密機械部分などには適しているが、加工
によジオ−ステナイトがマルテンサイトに変態するため
最終的には延性が低下しまだ脆くなるので、本発明の目
的とする用途には適していない。
(発明の目的)
本発明は、高強度と高加工性および高延性を兼ね備えた
画期的な特性を有する鋼を提供するものであシ、しかも
その銅が、必ずしも再熱を行わずに熱延圧延からその後
室温に至るまで熱履歴によって製造することができ従っ
て比較的低コストで得られるという驚くべき発見に基づ
くものである。
画期的な特性を有する鋼を提供するものであシ、しかも
その銅が、必ずしも再熱を行わずに熱延圧延からその後
室温に至るまで熱履歴によって製造することができ従っ
て比較的低コストで得られるという驚くべき発見に基づ
くものである。
(発明の構成)
本発明の要旨とするところは、
C:0.15チgo、so%以下、
si:i、o〜3,0%
(Mn+Cr)=0.5〜3.0%を主成分とし、残部
鉄及び不、可避不純物からなシ、安定な残留オーステナ
イトを5%以上含有する金属組織を有することを特徴と
する安定な残留オーステナイトを含む高延性高張力鋼で
ある。即ち上記のような特定の成分組成分選び、また熱
間圧延後の熱履歴を適切に選択することによって安定な
残留オーステナイトを5チ以上残留せしめれば、その他
の部分の金属組織の調節によって高強度が得られ、しか
も上記残留オーステナイトのために高加工性と高延性が
得られるものである。以下この発明の構成要件について
説明する。、まず安定な残留オーステナイトについて説
明する。第1図に本発明帽(ペース成分: 1.5 S
t −0,7Mn −0,7Cr 、 380℃×30
分保熱)全極低温から高温に至る広範囲の温度で熱延J
3Jjを加えた場合の残留オーステナイト量の変化を示
したが、残留オーステナイト量の減少は殆んど見られな
い。また第2図(ベース成分=1、5 St −0,7
Mn −0,7Cr:380℃×30分保熱)には軽度
の塑性加工による残留オーステナイト鼠の変化を示した
が、やはシ減少は小さい。このように変態温度以下の熱
処理、まだは5チ程度以下の塑性加工で50%以上量が
減少しないような場合安定と云うこととする。なおオー
ステナイトの址の決定法はX線回析を用いているが、こ
の方法は結晶集合組織の影響を受け精度はそれほど高く
ないと云われているが、しかしその他の方法は一般的で
ないのでこの方法によったものを以下吠用する。
鉄及び不、可避不純物からなシ、安定な残留オーステナ
イトを5%以上含有する金属組織を有することを特徴と
する安定な残留オーステナイトを含む高延性高張力鋼で
ある。即ち上記のような特定の成分組成分選び、また熱
間圧延後の熱履歴を適切に選択することによって安定な
残留オーステナイトを5チ以上残留せしめれば、その他
の部分の金属組織の調節によって高強度が得られ、しか
も上記残留オーステナイトのために高加工性と高延性が
得られるものである。以下この発明の構成要件について
説明する。、まず安定な残留オーステナイトについて説
明する。第1図に本発明帽(ペース成分: 1.5 S
t −0,7Mn −0,7Cr 、 380℃×30
分保熱)全極低温から高温に至る広範囲の温度で熱延J
3Jjを加えた場合の残留オーステナイト量の変化を示
したが、残留オーステナイト量の減少は殆んど見られな
い。また第2図(ベース成分=1、5 St −0,7
Mn −0,7Cr:380℃×30分保熱)には軽度
の塑性加工による残留オーステナイト鼠の変化を示した
が、やはシ減少は小さい。このように変態温度以下の熱
処理、まだは5チ程度以下の塑性加工で50%以上量が
減少しないような場合安定と云うこととする。なおオー
ステナイトの址の決定法はX線回析を用いているが、こ
の方法は結晶集合組織の影響を受け精度はそれほど高く
ないと云われているが、しかしその他の方法は一般的で
ないのでこの方法によったものを以下吠用する。
本発明は基本的にはこのような安定なオースチーナイト
があれば高強度でも延性と加工性の双方を備えた材料が
得られるという発見に基づくものである。第3図は本発
明鋼(共通成分: 0.7 Mn −0,7Cr、38
0℃×30分保持)についてその延性と残留オーステナ
イト量との相関を示した例で、引張強さにかかわらず均
−伸びは残留オーステナイト量とともに増加する(図中
0内は引張強さくkl//mm2)を表わす。)。第4
図は残留オーステナイト量と加工前後の降伏比の変化お
よび延性の変化を示したもので、(a) (0,28C
−2,OSt −0,7Mn−0,5Cr鋼)は本発明
の範囲外のオーステナイトがまだ不安定な段階で熱処理
を中断した場合であシ、前述の先行技術特公昭58−4
2246に類する場合である(成分は異なる)。この場
合引張歪の附加と時効処理によシ1、残留オーステナイ
ト量が減少し延性が低下している。一方本発明鋼(0,
55C71,5St −0,7Mn −0,7Cr ’
A )の(b)ではこのような変化が殆んど6,8めら
れない。
があれば高強度でも延性と加工性の双方を備えた材料が
得られるという発見に基づくものである。第3図は本発
明鋼(共通成分: 0.7 Mn −0,7Cr、38
0℃×30分保持)についてその延性と残留オーステナ
イト量との相関を示した例で、引張強さにかかわらず均
−伸びは残留オーステナイト量とともに増加する(図中
0内は引張強さくkl//mm2)を表わす。)。第4
図は残留オーステナイト量と加工前後の降伏比の変化お
よび延性の変化を示したもので、(a) (0,28C
−2,OSt −0,7Mn−0,5Cr鋼)は本発明
の範囲外のオーステナイトがまだ不安定な段階で熱処理
を中断した場合であシ、前述の先行技術特公昭58−4
2246に類する場合である(成分は異なる)。この場
合引張歪の附加と時効処理によシ1、残留オーステナイ
ト量が減少し延性が低下している。一方本発明鋼(0,
55C71,5St −0,7Mn −0,7Cr ’
A )の(b)ではこのような変化が殆んど6,8めら
れない。
本発明611Jはこのような安だな残留オーステナイト
が存在することを必須、とするものであるが、その量を
5%以上としたのは第3図で明らかなように5チ以上含
まれないと延性の向上が明確とならないからである。さ
らに本発明の範囲を明確にすると、このような安定な残
留オーステナイトを得るためには特定な成分範囲に限定
する必要があることが明らかになった。即ち第5図(a
) (b) (ペース成分−〇、55C−1,4Si−
0,7Mn−0,7Crで、夫々、C15liを変化さ
せた)に示すように、C:0.15%以下では十分な残
留オーステナイトを得ることは困難で、望ましくはC0
,2%以上、また、811チ以上が必要である。この理
由は、Cがオーステナイトを安定ならしめること、およ
びStがCとの強い相互作用により炭化物の析出を妨げ
るだめそのIQ ’it7オーステナイトが高Cにも拘
らず炭化物に分解しないことによる。一方間図中に示す
ようにCを高めると絞シの減少で明らかなように靭性が
低下し脆性破壊が起シやすくなシ本発明鋼の目的とする
高延性の趣旨に反するようになる。従って、Cの上限を
0.80%とした。またStは3条を%j″イえるとF
e−8i系の状態図からも明らかなようにフェライトが
高温で安定となシ本発明()11を得るだめに必要な全
面オーステナイト化が困録になるので3チ以下としだ。
が存在することを必須、とするものであるが、その量を
5%以上としたのは第3図で明らかなように5チ以上含
まれないと延性の向上が明確とならないからである。さ
らに本発明の範囲を明確にすると、このような安定な残
留オーステナイトを得るためには特定な成分範囲に限定
する必要があることが明らかになった。即ち第5図(a
) (b) (ペース成分−〇、55C−1,4Si−
0,7Mn−0,7Crで、夫々、C15liを変化さ
せた)に示すように、C:0.15%以下では十分な残
留オーステナイトを得ることは困難で、望ましくはC0
,2%以上、また、811チ以上が必要である。この理
由は、Cがオーステナイトを安定ならしめること、およ
びStがCとの強い相互作用により炭化物の析出を妨げ
るだめそのIQ ’it7オーステナイトが高Cにも拘
らず炭化物に分解しないことによる。一方間図中に示す
ようにCを高めると絞シの減少で明らかなように靭性が
低下し脆性破壊が起シやすくなシ本発明鋼の目的とする
高延性の趣旨に反するようになる。従って、Cの上限を
0.80%とした。またStは3条を%j″イえるとF
e−8i系の状態図からも明らかなようにフェライトが
高温で安定となシ本発明()11を得るだめに必要な全
面オーステナイト化が困録になるので3チ以下としだ。
Mnは焼入性を向上し、安定な残留オーステナイト生成
の必要条件であるパーライト変態の防止に役立ち、また
、Ms点を低下せしめ、残留オーステナイトを安定化す
る。この作用は0.5チ以上で明らかになるが、3チを
越えるとベイナイト変態が遅くなυ、工業的に実施困難
となるので、0.5〜3チとした。
の必要条件であるパーライト変態の防止に役立ち、また
、Ms点を低下せしめ、残留オーステナイトを安定化す
る。この作用は0.5チ以上で明らかになるが、3チを
越えるとベイナイト変態が遅くなυ、工業的に実施困難
となるので、0.5〜3チとした。
なお第5図(a) 、 (b)はCrを少量含有する場
合について示しているが、Crの効果は同図(C)に示
す。Crも残留オーステナイト量をやや増量する効果が
あるが、高Cの場合はCrを含有しなくても5チの残留
オーステナイトを得ることができるので必ずしも必要な
ものとは認められない。しかしMnを置換して同様の焼
入性向上効果を発揮せしめることができるので、Mnと
Crの合計量を0.5%以上3チ以下とした。
合について示しているが、Crの効果は同図(C)に示
す。Crも残留オーステナイト量をやや増量する効果が
あるが、高Cの場合はCrを含有しなくても5チの残留
オーステナイトを得ることができるので必ずしも必要な
ものとは認められない。しかしMnを置換して同様の焼
入性向上効果を発揮せしめることができるので、Mnと
Crの合計量を0.5%以上3チ以下とした。
その他の合金元素についても種々検討したが、必ずしも
必須な元素は見出せなかった。なかでもN i 、 C
u 、寧駆などはオーステナイトを安定化するので有利
に作用する場合がおる。−万P、AL、脇へvなどの元
素は多量に添加すると上記S1と同様フェライトを安定
化するので、Po、5%、At2%ハム\\\\V2%
以上の添加は避けるべきである。
必須な元素は見出せなかった。なかでもN i 、 C
u 、寧駆などはオーステナイトを安定化するので有利
に作用する場合がおる。−万P、AL、脇へvなどの元
素は多量に添加すると上記S1と同様フェライトを安定
化するので、Po、5%、At2%ハム\\\\V2%
以上の添加は避けるべきである。
またMo、W+Ti、Nb+Taなどは同様の効果があ
るがそれよシも強い炭化物形成元素であって炭素の前記
効果を楓殺し、まだ多量の炭化物を生成して延性加工性
の低下を招くこともあるので、合計で2Lf6以上の添
加は赴けるべきである。
るがそれよシも強い炭化物形成元素であって炭素の前記
効果を楓殺し、まだ多量の炭化物を生成して延性加工性
の低下を招くこともあるので、合計で2Lf6以上の添
加は赴けるべきである。
また、Bは焼入性向上効果があるので前述のMnとCr
の効果を助けるが、その量は0,1%を超えると炭化物
析出による有害効果がある。
の効果を助けるが、その量は0,1%を超えると炭化物
析出による有害効果がある。
的に応じ特性改善等の目的で合金元素を適量添加するこ
とは本発明鋼の特性を損うものではない。
とは本発明鋼の特性を損うものではない。
本発明鋼の安定な残留オーステナイトを得るには上記の
特定成分範囲とともにそれを生じせしめる熱サイクルが
必要であるが、この熱サイクルについては広い選択の巾
が6D本発明では限定しない。事実特定の意識した熱処
理を行わすとも成分によっては熱間圧延後徐冷するだけ
で本発明舒lが得られる場合がある。しかし工業的に広
〈実施できる形態として、できるだけ少量の合金元素で
効率よい製造方法で本発明鋼を得る代表的な態様が存在
するので以下に記述する。
特定成分範囲とともにそれを生じせしめる熱サイクルが
必要であるが、この熱サイクルについては広い選択の巾
が6D本発明では限定しない。事実特定の意識した熱処
理を行わすとも成分によっては熱間圧延後徐冷するだけ
で本発明舒lが得られる場合がある。しかし工業的に広
〈実施できる形態として、できるだけ少量の合金元素で
効率よい製造方法で本発明鋼を得る代表的な態様が存在
するので以下に記述する。
本発明鋼で安定な残留オーステナイトを最も効率的に得
゛るには高温から冷却する際のCの拡散変態を利用する
ことである。周知のように初析7エライ)および上部ベ
イナイトの析出はオーステナイト中のCの拡散で進行す
るが、この際生成したフェライト部(ベイナイトも含む
)にはCは殆んど含まれないのでオーステナイトにはC
が濃縮しないため安定に存在することとなるのである。
゛るには高温から冷却する際のCの拡散変態を利用する
ことである。周知のように初析7エライ)および上部ベ
イナイトの析出はオーステナイト中のCの拡散で進行す
るが、この際生成したフェライト部(ベイナイトも含む
)にはCは殆んど含まれないのでオーステナイトにはC
が濃縮しないため安定に存在することとなるのである。
ただし本発明鋼の一つの目標特性である高強度を得るた
めには、(オーステナイトは強度が比較的低いので)変
態生成組織の強度を高くしなければならないの、で、初
析フェライトであれば著しい細粒化を行うか、あるいは
ベイナイト比率を高めなければならない。とくに第6図
および第7図(ベース成分: 0.55C−1,4Si
−0,7Mn−0,7Cr銅で保熱温度で30分保提)
に示したように、とくに上部ベイナイト変態域である3
30〜430℃で保熱恒温変態させた場合にはその効果
が顕著である。
めには、(オーステナイトは強度が比較的低いので)変
態生成組織の強度を高くしなければならないの、で、初
析フェライトであれば著しい細粒化を行うか、あるいは
ベイナイト比率を高めなければならない。とくに第6図
および第7図(ベース成分: 0.55C−1,4Si
−0,7Mn−0,7Cr銅で保熱温度で30分保提)
に示したように、とくに上部ベイナイト変態域である3
30〜430℃で保熱恒温変態させた場合にはその効果
が顕著である。
従って代狡的な製造工程は次のようになる。ます本発明
鋼の成分を有するに1を底吹き転炉などの製鋼炉で鋳造
し、凝固させ鋼塊またはスラブとしたものから出発し、
熱間圧延を行って銅板、または形tfiliのような鋼
材とするが、この際熱間圧延工程で本発明鋼を製造する
ことができる。即ち最終的な熱間圧延工程に入る前の段
階で実質的に銅全体がオーステナイト状態であシ、通常
は加工後もオーステナイト状態にあるような銅を、最終
段階の熱延後室温に向って冷却される過程において、初
析フェライトまたはベイナイトに変態させるが、とくに
この際その変態生成物の大部分を上述のように330〜
430℃の温匪域にできるだけ長時間保つことによシ、
未変態のオーステナイトを極めて安定なものに転化せし
めることができる。このときこの温度域に滞留させる時
11は、M8図(ペース成分: 0.55C1,4Si
、0.7Mn−0,7Cr鋼で、360℃で保熱)に
示すように3分程度では残留オーステナイトが不安定な
場合があるので望ましくは5分以上が適当である。これ
を行うためには一般に保熱炉などに冷却途中の鋼材を装
入する必要があるが、ホットストリップ圧延の場合には
、冷却床を走行中に温度を調節することができ、その後
コイラーで捲き取られて主要部は長時間保熱を行ったと
同様の徐冷となるので:特別の設備を用いなくとも望ま
しい熱履歴を与えることができる。
鋼の成分を有するに1を底吹き転炉などの製鋼炉で鋳造
し、凝固させ鋼塊またはスラブとしたものから出発し、
熱間圧延を行って銅板、または形tfiliのような鋼
材とするが、この際熱間圧延工程で本発明鋼を製造する
ことができる。即ち最終的な熱間圧延工程に入る前の段
階で実質的に銅全体がオーステナイト状態であシ、通常
は加工後もオーステナイト状態にあるような銅を、最終
段階の熱延後室温に向って冷却される過程において、初
析フェライトまたはベイナイトに変態させるが、とくに
この際その変態生成物の大部分を上述のように330〜
430℃の温匪域にできるだけ長時間保つことによシ、
未変態のオーステナイトを極めて安定なものに転化せし
めることができる。このときこの温度域に滞留させる時
11は、M8図(ペース成分: 0.55C1,4Si
、0.7Mn−0,7Cr鋼で、360℃で保熱)に
示すように3分程度では残留オーステナイトが不安定な
場合があるので望ましくは5分以上が適当である。これ
を行うためには一般に保熱炉などに冷却途中の鋼材を装
入する必要があるが、ホットストリップ圧延の場合には
、冷却床を走行中に温度を調節することができ、その後
コイラーで捲き取られて主要部は長時間保熱を行ったと
同様の徐冷となるので:特別の設備を用いなくとも望ま
しい熱履歴を与えることができる。
まだ最近本発明者らが特開昭58−123823で示し
たように熱間圧延時に粒径5μ以下の超細粒のフェライ
トを生成せしめることが発見されたが、このようにして
′高温でフェライトを生成させても超細粒のため強度が
高いので、ベイナイト鋼と同椋の効果を生じせしめるこ
とができ′る場合もあシ、また、よシ延性を向上するこ
とができる場合かある。その効果は10%以上で顕著に
なる。このような超細粒フェライトを得る圧延条件とし
ては熱延終段において、Ar +50〜Ars+100
℃の温度域で、1ノぐスまたは多ノクスの累積圧下で5
0%以上を1秒以内に加えればよい。
たように熱間圧延時に粒径5μ以下の超細粒のフェライ
トを生成せしめることが発見されたが、このようにして
′高温でフェライトを生成させても超細粒のため強度が
高いので、ベイナイト鋼と同椋の効果を生じせしめるこ
とができ′る場合もあシ、また、よシ延性を向上するこ
とができる場合かある。その効果は10%以上で顕著に
なる。このような超細粒フェライトを得る圧延条件とし
ては熱延終段において、Ar +50〜Ars+100
℃の温度域で、1ノぐスまたは多ノクスの累積圧下で5
0%以上を1秒以内に加えればよい。
また熱間圧延のときに上記の熱履歴を与えなくとも熱延
工程のあとで熱処理設備にょシ再熱しオーステナイト状
態とし、それから出発しても前述のように冷却中に望ま
しい温度域に温度を保つととによシ同様の効果が得られ
ることは云うまでもない。
工程のあとで熱処理設備にょシ再熱しオーステナイト状
態とし、それから出発しても前述のように冷却中に望ま
しい温度域に温度を保つととによシ同様の効果が得られ
ることは云うまでもない。
ここで附言することは、従来の不安定な残留オーステナ
イトを有する鋼とのオーステナイトの機能の相違である
。このような鋼の一種については冒頭に述でたが、この
ような鋼はTRIP鋼(変態誘起塑性銅)として以前か
ら知られているものである(例えば田村今男著「鉄鋼材
料強度展」日刊工業新聞社昭和44年刊P、23.9−
244)。この鋼は引張等の変形を与えるとオーステナ
イトがマルテンサイトに変態を起し、強度が上昇する結
果、局部的な絞シが防止され破断が起シにくくなシ延性
が向上すると言うものである。これに比し本発明鋼は引
張変形によジオ−ステナイトが殆んど変態しないので全
(TRIP鋼と異なる原因で高延性を示すことは第2図
などから明らかである。
イトを有する鋼とのオーステナイトの機能の相違である
。このような鋼の一種については冒頭に述でたが、この
ような鋼はTRIP鋼(変態誘起塑性銅)として以前か
ら知られているものである(例えば田村今男著「鉄鋼材
料強度展」日刊工業新聞社昭和44年刊P、23.9−
244)。この鋼は引張等の変形を与えるとオーステナ
イトがマルテンサイトに変態を起し、強度が上昇する結
果、局部的な絞シが防止され破断が起シにくくなシ延性
が向上すると言うものである。これに比し本発明鋼は引
張変形によジオ−ステナイトが殆んど変態しないので全
(TRIP鋼と異なる原因で高延性を示すことは第2図
などから明らかである。
本発明鋼がすぐれた延性を示す理由は、今後の学問的研
究に待たなければならないが、本発明者はベイナイトや
微細フェライトの境界面に薄片状に存在するオーステナ
イトが辷シ変形を受持つことによシ高い均−伸びを生ず
るものと考えている。
究に待たなければならないが、本発明者はベイナイトや
微細フェライトの境界面に薄片状に存在するオーステナ
イトが辷シ変形を受持つことによシ高い均−伸びを生ず
るものと考えている。
そして強度は地のベイナイトもしくは微細フェライト部
が受持つので高強度で高延性が可能となっているのであ
る。
が受持つので高強度で高延性が可能となっているのであ
る。
(実施例)
以下に実施例について説明する。
第1表に示す化学成分組成の鋼を、電炉溶製し粗圧延で
40瑞厚のGl、i片とし加熱炉に装入し1050℃で
抽出し熱間圧延を行った。いずれも仕上温度は850〜
880℃であった。
40瑞厚のGl、i片とし加熱炉に装入し1050℃で
抽出し熱間圧延を行った。いずれも仕上温度は850〜
880℃であった。
熱延はタンデムストリップミルで次の■、■の2つのパ
ススケジュールで行った。(数字はwn)(A)40→
23→13.8→8.3→5.4→3.5→2.8■
40→22→13→7,8→4.6→2.8熱延後銅板
は冷却テーブル上を搬送中に水冷され、2秒以内に水冷
を開始し、捲取温度直上まで50〜b 度で捲取られ熱延コイルとされた。捲取られたコイルは
最低2時間以上コイル状で放冷された。コイル中央部で
コイルに捲取られてから1時間以内の温度低下は20〜
30℃程度であった。
ススケジュールで行った。(数字はwn)(A)40→
23→13.8→8.3→5.4→3.5→2.8■
40→22→13→7,8→4.6→2.8熱延後銅板
は冷却テーブル上を搬送中に水冷され、2秒以内に水冷
を開始し、捲取温度直上まで50〜b 度で捲取られ熱延コイルとされた。捲取られたコイルは
最低2時間以上コイル状で放冷された。コイル中央部で
コイルに捲取られてから1時間以内の温度低下は20〜
30℃程度であった。
第2表にプロセス東件と銅板の機械的性質およびX線回
折(ディフラクトメーター)でめた残留オーステナイt
taを示した。
折(ディフラクトメーター)でめた残留オーステナイt
taを示した。
また一部の銅板については冷間加工(2チ引張歪)を加
えた後200℃5分時効を行った場合の機械的性質につ
いても示した。第1表および第2表には本発明鋼以外の
比較鋼も同時に記載した。
えた後200℃5分時効を行った場合の機械的性質につ
いても示した。第1表および第2表には本発明鋼以外の
比較鋼も同時に記載した。
本発明鋼の試番イ〜へは熱間圧延′ままで残留オーステ
ナイトが7〜18チ含まれ、引張強さで96に9/1t
an 2以上の高強度で17〜33チと高い延性を有し
、とくに均−伸びが1−0チ以上ある。これを歪時効を
行っても残留オーステナイトは殆んど減少せず、降伏強
さは著しく上昇するが延性の低下は小さい。とくに圧延
スケジュールBの試番口。
ナイトが7〜18チ含まれ、引張強さで96に9/1t
an 2以上の高強度で17〜33チと高い延性を有し
、とくに均−伸びが1−0チ以上ある。これを歪時効を
行っても残留オーステナイトは殆んど減少せず、降伏強
さは著しく上昇するが延性の低下は小さい。とくに圧延
スケジュールBの試番口。
二では延性は一層すぐれている。これらの組線には超細
粒のフェライトがそれぞれ20チおよび12%含まれて
いた。
粒のフェライトがそれぞれ20チおよび12%含まれて
いた。
一方比較例で試番トは調香1を著しく低いMs点以下で
捲き取った場合でマルテンサイト組線をかなシ含むので
強度は高いが残留オーステナイトが比較的少なく伸び、
とくに均−伸びは小さい。これを歪時効すると残留オー
ステナイトが減少し延性とくに均−伸びはさらに著しく
低くなる。
捲き取った場合でマルテンサイト組線をかなシ含むので
強度は高いが残留オーステナイトが比較的少なく伸び、
とくに均−伸びは小さい。これを歪時効すると残留オー
ステナイトが減少し延性とくに均−伸びはさらに著しく
低くなる。
試番チは調香4を高温で捲き取った場合でほぼパーライ
ト変態をする結果強度も比較的少く延性は悪い。
ト変態をする結果強度も比較的少く延性は悪い。
試香り又はいわゆる二相ハイテンに近い成分のCが過少
である調査5でおるが、この場合400℃前後で捲取っ
ても安定な残留オーステナイト□は殆んど生成しないた
め均−伸びは強度のそれほど高くないわシには低い。
である調査5でおるが、この場合400℃前後で捲取っ
ても安定な残留オーステナイト□は殆んど生成しないた
め均−伸びは強度のそれほど高くないわシには低い。
試査ルはStが過少の場合で、残留オーステナイトは全
く生成せず延性は不良である。
く生成せず延性は不良である。
以上によシ本発明の効果が著しいことがわかる。
(発明の効果)
本発明鋼は、前述のようにきわめて安定な残留オーステ
ナイトの存在によ、9、l’G4,7.8図に示すよう
に延性・加工性がすぐれ、とくに均−伸びが大きく、し
かも冷間加工前では降伏比85チ以下と1制力が低く加
工が容易で、プレスのような塑性変形およびこれにつづ
く焼酎塗装に相当するような低温の時効処理を加えると
、耐力が90チ以上と上昇し外力に対し大きい抵抗力を
有ししかも延性の低下が少ないという画期的な特徴を有
するものである。従って工業的には自動車用の薄鋼板、
とくに最近話題となっている衝突に安全な自動車の外板
などに極めて好適である。その他航空機用の100 k
g/1tan2以上の超高張力鋼、あるいはブレストレ
ストコンクリート用の高張力棒鋼またはワイヤなど時代
の要請に応えた多くの高品質鋼材への応用できるもので
ある。
ナイトの存在によ、9、l’G4,7.8図に示すよう
に延性・加工性がすぐれ、とくに均−伸びが大きく、し
かも冷間加工前では降伏比85チ以下と1制力が低く加
工が容易で、プレスのような塑性変形およびこれにつづ
く焼酎塗装に相当するような低温の時効処理を加えると
、耐力が90チ以上と上昇し外力に対し大きい抵抗力を
有ししかも延性の低下が少ないという画期的な特徴を有
するものである。従って工業的には自動車用の薄鋼板、
とくに最近話題となっている衝突に安全な自動車の外板
などに極めて好適である。その他航空機用の100 k
g/1tan2以上の超高張力鋼、あるいはブレストレ
ストコンクリート用の高張力棒鋼またはワイヤなど時代
の要請に応えた多くの高品質鋼材への応用できるもので
ある。
第1図は広範囲の温度で熱処理した場合の残留オーステ
ナイト量の変化を示した図、 第2図は塑性加工量と残留オーステナイト量との関係を
示しだ図、 第3図は延性と残留オーステナイト量との関係を示した
図、 第4図(、) (b)は残留オーステナイト量と機械特
性および延性の変化を歪付与の有無によりそ表示した図
、 第5図(a) (b) (C)は残留オーステナイト量
と機械特性および延性の変化を成分量の変化によって表
示しだ図、 第6図は残留オーステナイトfflと保熱温度との関係
を示した図、 第7図は機械特性および延性と保熱温度との関係を示し
た図、 第8図は残留オーステナイト量と機械特性および延性の
変化を保熱時間の変化によって表示しだ図である。 第1図 第2図 引J果歪(%) イ饗’、!グ6.王1」6−虐ヒぐC)2イ′S5’l
’l/1
ナイト量の変化を示した図、 第2図は塑性加工量と残留オーステナイト量との関係を
示しだ図、 第3図は延性と残留オーステナイト量との関係を示した
図、 第4図(、) (b)は残留オーステナイト量と機械特
性および延性の変化を歪付与の有無によりそ表示した図
、 第5図(a) (b) (C)は残留オーステナイト量
と機械特性および延性の変化を成分量の変化によって表
示しだ図、 第6図は残留オーステナイトfflと保熱温度との関係
を示した図、 第7図は機械特性および延性と保熱温度との関係を示し
た図、 第8図は残留オーステナイト量と機械特性および延性の
変化を保熱時間の変化によって表示しだ図である。 第1図 第2図 引J果歪(%) イ饗’、!グ6.王1」6−虐ヒぐC)2イ′S5’l
’l/1
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 IC:0.15%超 0.80%以下、Si:1.O〜
3.0チ (Mn +Cr ) : 0.5〜3. O%を主成分
とし、残部鉄及び不可避不純物からなシ、安定な残留オ
ーステナイトを5%以上含有する金属組織を有すること
を特徴とする安定な残留オーステナイトを含む高延性高
張力鋼。 2 残留オーステナイト以外の部分が主として上部ベイ
ナイトからなることを特徴とする特許請求の範囲第1項
記載の安定な残留オーステナイトを含む高延性高張力鋼
。 3 残留オーステナイト以外の部分が主としてフェライ
トまたはこれと上部ベイナイトからなることを特徴とす
る特許請求の範囲第1項記載の安定な残留オーステナイ
トを含む高延性高張力鋼。 4 残留オーステナイト以外の部分に平均粒径5μ以下
の微細フェライトが1.0%以上含まれていることを特
徴とする特許請求の範囲第1項記載の安定な残留オース
テナイトを含有する高延性高張力鋼。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP3799384A JPS60184664A (ja) | 1984-02-29 | 1984-02-29 | 安定な残留オ−ステナイトを含む高延性高張力鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP3799384A JPS60184664A (ja) | 1984-02-29 | 1984-02-29 | 安定な残留オ−ステナイトを含む高延性高張力鋼 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS60184664A true JPS60184664A (ja) | 1985-09-20 |
Family
ID=12513093
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP3799384A Pending JPS60184664A (ja) | 1984-02-29 | 1984-02-29 | 安定な残留オ−ステナイトを含む高延性高張力鋼 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS60184664A (ja) |
Cited By (6)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH0310049A (ja) * | 1988-08-26 | 1991-01-17 | Nippon Steel Corp | 加工性の優れた高強度熱延鋼板の製造方法 |
US5017248A (en) * | 1987-06-03 | 1991-05-21 | Nippon Steel Corporation | Hot rolled steel sheet with high strength and distinguished formability |
US5141570A (en) * | 1985-08-29 | 1992-08-25 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | High strength low carbon steel wire rods |
EP0586704A1 (en) * | 1991-05-30 | 1994-03-16 | Nippon Steel Corporation | High-yield-ratio hot-rolled high-strength steel sheet excellent in formability or in both of formability and spot weldability, and production thereof |
KR100395110B1 (ko) * | 1999-12-27 | 2003-08-21 | 주식회사 포스코 | 연신율 및 충격인성이 우수한 고강도 저항복비를 갖는복합조직강과 이 강조성을 갖는 볼트 및 이 강을 이용한강가공물의 제조방법 |
JP2008266695A (ja) * | 2007-04-17 | 2008-11-06 | Nakayama Steel Works Ltd | 高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
-
1984
- 1984-02-29 JP JP3799384A patent/JPS60184664A/ja active Pending
Cited By (11)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US5141570A (en) * | 1985-08-29 | 1992-08-25 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | High strength low carbon steel wire rods |
US5017248A (en) * | 1987-06-03 | 1991-05-21 | Nippon Steel Corporation | Hot rolled steel sheet with high strength and distinguished formability |
US5030298A (en) * | 1987-06-03 | 1991-07-09 | Nippon Steel Corporation | Process for producing a hot rolled steel sheet with high strength and distinguished formability |
JPH0310049A (ja) * | 1988-08-26 | 1991-01-17 | Nippon Steel Corp | 加工性の優れた高強度熱延鋼板の製造方法 |
EP0586704A1 (en) * | 1991-05-30 | 1994-03-16 | Nippon Steel Corporation | High-yield-ratio hot-rolled high-strength steel sheet excellent in formability or in both of formability and spot weldability, and production thereof |
EP0586704A4 (en) * | 1991-05-30 | 1995-10-18 | Nippon Steel Corp | High-yield-ratio hot-rolled high-strength steel sheet excellent in formability or in both of formability and spot weldability, and production thereof |
US5505796A (en) * | 1991-05-30 | 1996-04-09 | Nippon Steel Corporation | High yield ratio-type, hot rolled high strength steel sheet excellent in formability or in both of formability and spot weldability, and production thereof |
EP0881308A1 (en) * | 1991-05-30 | 1998-12-02 | Nippon Steel Corporation | High yield ratio-type, hot rolled high strenght steel sheet excellent in formability or and spot weldability |
KR100395110B1 (ko) * | 1999-12-27 | 2003-08-21 | 주식회사 포스코 | 연신율 및 충격인성이 우수한 고강도 저항복비를 갖는복합조직강과 이 강조성을 갖는 볼트 및 이 강을 이용한강가공물의 제조방법 |
JP2008266695A (ja) * | 2007-04-17 | 2008-11-06 | Nakayama Steel Works Ltd | 高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
KR101446354B1 (ko) * | 2007-04-17 | 2014-10-01 | 가부시끼 가이샤 나까야마 세이꼬쇼 | 고-강도 열간 압연 강판 및 그의 제조 방법 |
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