TW580519B - Super fine structure steel and manufacturing method thereof - Google Patents

Description

580519 玖、發明說明： [發明所屬之技術領域] 本發明係有關超微細組織鋼及其製造方法。更詳細而言本發 明係有關高強度構造用鋼，作為高強度的一般熔接構造用鋼等有 用的超微細組織鋼及其製造方法者。 [先前技術]

向來’鋼材之強化方法’係已知有固㈣化、或與麻田散鐵 (martensite)等間的複合化之第二相引起的強化、析出強化、結 晶粒之微細化。其中，強度及動性均高、使強度、延展性均衡的方 法’則以結晶粒之微細化為最優越的方法。此方法由於不需添加提 高退火性之NW等高價元素，在低成本時可製出高強度鋼材。由 此結晶粒之微細化的觀點，構造用鋼，若肥粒鐵（ferrite)之結晶 粒徑予以微細化至3#m以下時，則強度即可予期待變大。 SB 然而，以一般的加工熱處理技術至目前為止所得的約5#出之 粒徑，雖予高強度化者’然而未能獲得較大的強度上升量，則為實 情。 ' 又，至於肥粒鐵組織，隨著將此組織予以微細化，降伏強度、抗 拉強度雖然均上升，,然而均勾伸長率則顯著的下降，與抗拉強度相 比’生成降伏強度之上升亦較大的問題。亦即，降伏比係上升的。 此即意指祕（加工硬化指數）之降低。於肥粒鐵粒徑為“_下的 超微細肥粒鐵單相鋼亦同樣的，經予高強化者之伸長率會顯著下 降。 3 mg 正本:) 由此事實，對於肥粒鐵鋼、為圖謀高強度化，同時提高強度， 延展性之均衡，則由與習用的肥粒鐵之微細化的思想完全不同的 觀點採行的方策乃成為必需的。 口此，以在控制壓延（滾軋）-加速冷卻技術，在低合金鋼方面， 係為獲得可有助於其強度提高之微細的肥粒鐵而採之有效方法。 亦即，於藉由控制沃斯田未再結晶域之累積壓下率及其後之冷卻 速度，可得微細的組織。然而，所得的肥粒鐵粒徑充其量在以-此鋼 糸乂 10 // m, Nb鋼係以5 // m為界限。再者，如日本特公昭62一39228 唬、特公昭62-7247號所述，亦包含二相區域在内的ArisAr3+1〇〇 °c之溫度區域，加上合計減面率在75%以上之壓下，其後藉由2〇k/s 以上冷卻，可得約3至4//m之肥粒鐵粒。如日本特公平5 — 65564號所 述般，若成為未滿3 // m時，則極大的壓下量及冷卻速度在4〇K/s以 上即成必要。然而，20K/s以上的急冷，僅係板厚較薄的情形可成立 的手段，至於一般熔接構造用鋼之製造方法則較難成立。 由此種情況得知，至於有助於強度提高的肥粒鐵之微細化，對 向來肥粒鐵粒控作成未滿3 " in —事係極其困難的，實際上亦未能 實現亦係實況。 因此又以控制壓延方式，若使未再結晶域之壓下量增加，則會 生成以下的問題。亦即，例如第11圖（鐵及鋼65(1 979)1747至1 755) 所示般，加工量愈大則特定方位{332} <113〉、丨113丨<11〇>之積體度 愈大，小角粒界之比例則會變大。假設即使予以微細化至約3/im， 3]〇()6](修:]:本) 高強度化或疲勞強度之上升係雖被期待隨著微細化卻未能愈變 大。又，肥粒鐵相互間具有相同方位之或然率變大，故肥粒鐵粒相 互間之合體粒成長變成容易生成，微細化本身亦變成困難。由此點， 肥粒鐵之微細化亦以5//m為界限。 以往，由於控制生成的肥粒鐵之方位的技術完全未有之故，未 能圖謀肥粒鐵粒之微細化及同時肥粒鐵之方位的無規化。 [發明内容] 因此，本發明係克服上述般的習知技術之極限，實現肥粒鐵粒 之超微細化及其大餘界化，與方位之無規化，再者，肥粒鐵構造 鋼之高強度化，同時使強度及展延性間之均衡亦提高，以提供作為 一般炼接構造用鋼等有用的且難的超微細組織鋼、及製造此超 微細組織鋼而採的方法為課題。 本發明，係為解決上述課題，提供以平均粒徑在一以下粒 界之方位差心。以上的大絲界所包圍的肥粒鐵為母相為特徵 之超微細組織鋼。 再者，本發明係指以重量％外 里1十，C(^)含有量在0 3%以下之超微 細組織鋼，含有C，Si，Mn，A1，P s及N矜曰炎r t ，r，6及N，殘1為Fe與不可避免的雜質 而成超微細組織鋼含有波來體（、 te;以肢積率計含有3%以上 έ有平均粒徑3·ΰ"丨Ώ以下，15。 ， 綠界所包®的肥粒鐵 以肢和率計60%以上，肥粒鐵之牯 之k方向的積體度在4以下，加工沃 相（austenHe)鋼，製造鋼的方 又〜則之Λ斯田粒界，對其粒 3]0〇6](修正本) 580519 界面由垂直的面上觀察之線狀粒界，粒界每單位長度有7〇%以上在 週期8,以下、振幅2_m以上的起伏者為特徵之超微細组織鋼之 製造方法、加工沃斯田鋼’製造鋼的方法，變態前之沃斯田粒内的 退火雙晶，對其境界，㈣直的面上觀察之線狀境界，粒界每單位 長度有70%以上在週期8 # m以下，振幅2〇〇nm以上的起伏者為特徵 、 之超微細組織鋼之製造方法、於沃斯田之未再結晶溫度施加壓下 率30%以上的壓縮力口工，力口丨後幻仏以上的速度冷卻為特徵之超 微細組織鋼之製造方法，加熱至A c 3點以上使沃斯田化後，在奸3點鲁 以上的溫度，施加壓下率50%以上砧塊（anvil)壓縮加工，其次予以 冷部，以製造出以平均粒徑3 # m以下的肥粒鐵為母相之超微細組 織鋼為特徵的超微細組織鋼之製造方法、以31(八以上的速度冷卻 、 為特徵之超微細組織鋼之製造方法、以砧塊壓縮加工為來自被加 、 材之X γ及z之二面之中至少二面的加工，同時或連續的施加為

4寸铋之超微細組織鋼之製造方法、以肥粒鐵粒界之方位差角為B 〇 以上的大角粒界所包圍的肥粒鐵為母相之製造超微細組織鋼之 · 超微細組織鋼之製造方法、以於紅3點至Ar3+20(rc之範圍内的溫度 施加平台壓縮加工為特徵的超微細組織鋼之製造鋼之製造方法。 〔貫施方式〕 亦即，如上述般，藉由本發明，可提供至目前仍未被完全知悉 的超微細組織鋼。 此超微細組織鋼，係以 31〇06丨(修正本) 580519 1)平均粒徑3. 包 圍的肥粒鐵、 2)含有體積率6〇%以上、 3)肥粒鐵之特定方位之積體度在* 為要件 以下 至於此種新穎超微細組織鋼，係 化…角_與…仏：=: 之沃斯吨界與變態前之沃斯味㈣退火m 又4 即並非線性的，惟需以超微細化 而八£伏、亦 方…目 n日德内肥粒鐵及粒界肥粒鐵之 ::、大角粒界化為準。例如幻圖係表示粒界之模式圖 …、成的肥粒鐵對沃斯田具有K_s關係予以核生成， 鼓最«充面對粒界面具有儘可能接近的角度⑷。若如: =圖般，對沃斯田粒界給予起伏，沃斯田粒界面朝向各個方 4°之'心，生成的肥粒鐵亦朝向各個方向。亦即，成為朝向粒界肥 ;:°、彳‘，，、規化進展。又，射加工之沃斯吨界内的變形帶或 退火雙晶，可成為與粒界匹敵的核生成位置，惟對具有與第2圖之 粒界相同的凹凸之情形、生成的肥粒鐵係與粒界肥粒鐵同樣的，形 成朝向各個方向。因此，亦引起所謂粒内肥_之方向亦無規化。 由於以上的起伏之存在，平均粒徑為3〇心以下，相鄰的肥粒 鐵粒之方位角差具有15。以上的大角粒界，再者，特定方位之積體 度在4以下的肥粒鐵微細的組織鋼被指為有可能的。 正士) 580519 因此，通常，微細的肥粒鐵在其變態過程及其後，極容易人 體、粒成長，然:而由大角粒界而成的肥粒鐵則不容易合體、粒成長 以至至溫時仍保持微細的狀態，此一事實亦為本發明人所發 的。 a 又再者，於本發明，為製造本發明之超微細組織鋼，在加工沃 斯田，亚由加工沃斯田製造超微細組織鋼之際，於 (A)如申請專利範圍第6項，變態前之沃斯田粒界、 ⑻如巾請專利_第7項，變態前之沃斯峰内的變形帶或 退火雙晶， 之至少任-者，對其粒界或境界、由垂直面上觀察的線狀之粒界或 境界，粒界每單位長度請以上在週期8峨下，存在有振幅 200nm以上的起伏。 此情形之週期或振幅、例如第3圖例示般，在前述的粒界或粒 (α )之起伏，係意指需為週期（L)8^m以下，振幅（w)〗⑽⑽以 上0 以上的要件，例如在沃斯田化之後，於沃斯田之再結晶溫度以 下的未再結晶溫度’藉由施行塵下率以上的平面變形壓縮加工 即成為可能。因此，加工後以3仏以上予以冷卻，如前述般的超微 細組織鋼即可予實現。 前述的週期（L)及振幅（W)，係於此製程，各為8 V m以下，200nm 以上0 10 580519 週期α)若超過之情形，振幅m未滿綱之情形，任-者均較難製得本發明之超微細組織鋼。 厂堅縮加工之屡下率設軸以上，惟較宜細以上。因此，其 示的站塊（Anv i 1)加工係較合適 加工而採的手段，例示有第4圖例 者之一 於採用此種石占塊之平面變形墨縮，減面率超過i路徑规之強 ,、有可％ S此，在站塊加工，如第4圖所示般，加工部與報輪 麵相比，即使相同的減面率，亦形成可接受包含剪斷變形在内的 大變形 且至於本發明之肥粒鐵組織鋼之化學組成並未予特別限定， 以適量的比例含有^，(^鳥’以㈣者即可^若考 慮炫接性之情形時，以C⑷設献3質量％以下為較適當。， 藉由上述般的本發明’即可製造出具有無規的方位之平均肥 粒鐵粒徑在3.0”以下的構造用鋼一事，乃成為對高強度鋼 造可給予完全新穎的方法。 之製 而且，不採用價昂的元素之Ni f M 、，且織，低成本的製出高強度鋼—事，在實用上亦極具有意義 通常，微細的肥_在其變態過程及其後，極容μ體、粒成 長，然而由大角粒界而成的肥粗鐵則不容易合體、粒成長 ^ 溫時仍保持微細的狀態。結果，冷卻速度，對以往的咖〜至至 3K/Su上亦可得上述的微細粒。此種遲緩的冷卻速度則為 的 S以上，即 至巨前 ]] 580519 為止完全未被考慮者。此發明之加工時的變形速度為i/s即足，& 10/s為厚板壓延之一般的變形速度。 加工所用的站塊i度及簡的板厚間之關係為可適當調整的， 於平台及試料之間塗布潤滑材亦可。 由以上事貝可知，在本發明，於加熱至礼3點以上並使沃斯田 化後，在紅3點以上的溫度，施加塵下率5⑽以上站塊遷縮加工，其次 以3K/s以上的速度冷卻係較適當的。 至於加工前之沃斯田粒徑，例如在糊㈣以下經予確認出肥 粒鐵之微細化係可能的。至於加工量，截面M下率需在⑽以上，為 得未滿一之粒徑’以7_上為宜。加卫溫度需在沃斯田未再結 晶域，以Ar3+20(TC以内為宜。為儘可能製得微細粒，以心1〇代以 内為宜。 又，本發明係以前述般的肥粒鐵為母相，而至於肥粒鐵相以外 的相’以具有波來體、麻田散、殘留沃斯田之一種或二種以上亦可， 具有碳化物或氮化物、氧化物等之析出物亦可。 第二相為由波來體而成的情形時，由防止熔接性、韌性之劣化 的觀點，其體積率設成未滿40%為宜。 且，依本發明Μ的肥粒鐵平均粒徑，例如係依直線裁切法予 以計測。又，肥粒鐵粒界之方位，係用SEM觀察加工部之代表性的約 〇· lx 〇·1咖之數個視野，對1個視野以電子束後方散射繞射⑽⑻ 法予以計測出。以肥粒鐵之粒界之方位差角度在15。卩上時作為 3]〇〇引(修正年) 12

大角粒界佔全部粒界之80%時，組織為由大角粒界而成 方、大角粒界之比例未滿80%時，組織之微細化引起的強度之上 升並未能充分獲得所致。 至方、鋼之化學組成有各種即可，惟組成方面並不一定需要採 仏9的兀素之”，（^，1^〇，（：11等，由含有(：，同時811^，八1，？，8及1 餘里為Fe及不可避免的雜質而成的組成亦可。 由所謂例示出一般熔接構造用鋼之觀點，例如下述添加元素 之組成可予考慮。 一 001貝里/°cscs〇·3質量％ :C為使鋼之強度上升的重要添加 一”隹右从、加〇· 3/。以上時，熔接性、韌性會劣化，較難利用作一般 炫接構造用鋼。 素’以適量添加為宜。由溶接性之觀點，此 在3%以下，Si在2· 5%以下。 A1:由清淨度之觀點，在〇· 1%以下。 p，S~般係在〇· 〇5%以下。 、、，方、本^明，對則相石占塊壓縮加工，以較低加王量亦可達 欣相同的微細化之方法，發現多軸加工係有效的。 又，若以相同加工量，可得較 丁乂 U、.，田粒。加工所用的應力，不僅壓縮， 亦可使用剪斷、拉伸、扭力。 亦即，如第5圖所示由試料夕A ^ 八科之A囬及β面交互施加加工。其後， 3]()0〇丨(修正本) 580519 藉由以適當的速度冷卻、與單軸壓縮 ，」使方位不同的肥粒鐵 核生成量增加。因此，若為相同減 面率，亦可得超微細的 了，”早釉壓縮相比，可使肥 粒鐵粒徑減少。與單軸壓縮相比，即使低減 肥粒鐵粒 由以上可知，本發明亦係提供提升供試鋼至Ac3點以上使、'夭 斯田化後，使溫度降低至未再結晶域，藉由控制各面之加工量，加 工溫度，可有效的進行變態肥粒鐵之微細化、粒界之大角化的多轴 加工熱處理技術。第5圖，藉由以力H個，使試樣旋轉，顯示 出進行來自二面之加卫的例子，惟事先準襟二根加工軸，交互加工 A面、B面亦可。再者，加工轴為二根時，亦可同時加工a面、b面，使 肥粒體之微細化具有效果的。 如以上所述，於本發明，肥粒鐵之隨著朝向3^以下_微細. 化之高強度化，例如抗拉強度有在習用的2一之情形為侧祕 度者，惟在4㈣夺約600MPa，在2卿寺約7〇嶋，有顯著的增大，同 時可抑制隨著肥粒鐵之超微細化的延展性之降低，可使強度及強φ 度-延展性之均衡提高。 實際上，波來體之體積率為25%之情形，肥粒鐵平均粒徑為 m者，均勻伸長率提高2 5 %，2 # m者則均勻伸長率則倍增。 另方面，令人驚訝的是，於習用的20 " m肥粒鐵組織，若使含 有波來體時，則延展性會進—步變差，此現象在隨著隸鐵之平肖 ' 粒控超過4 // m且變大時，變成愈顯著。 ;】0061(修正本) ]4 580519 本發明，因此以肥粒鐵之平均粒徑設為3 以下。因此，對波 來體之體積分率在3%以上可顯現實際的效果。至於其上限，以可期 待的強度之許可範圍可予考慮，於該時際，例如：採用 Mi cr⑽echani cs之Secant(正割）法，以由對肥粒鐵單一組織鋼之 · SW1ft式求出的數據為準予以計算，可由所得的應力-應變曲線算 ~ 出的第10圖之強度均勻伸長率的均衡（使肥粒鐵粒徑變化）為基 準。第10圖之實線，係表示波來體之體積率25%者。 在此顯示出以下實施例，再詳細說明本發明。 · 實施例 於以下的貫施例1至3及比較例，採用表丨之鋼種號碼（組成工） 之鋼。 組成(質量30 表1 鋼種 號碼 C Si Μη Ρ S A1 Nb Ti V H Fe j 1 0.15 0.2 1.5 0.02 0.005 0.03 - - 0.003 餘量

實施例1 對將表1之組成1的鋼經予沃斯田化，調整其粒徑為15# m者， 在750 C，進行應k速度1 〇/s，減面率73%之站塊壓縮加工一次。為 凍結加工時之沃斯田粒界，加工後立即水冷，使生成麻田散變態， 製作麻田散組織。觀察此麻田散组織之舊沃斯田粒界時，粒界每單 正本) 580519 位長度有辑在著清楚的凹凸，其週期為5.5㈣以下，振幅在 咖减上。其次，以相同條件進行冷卻，所得的組織為肥粒鐵-波 來體。肥粒鐵組織之平均粒徑以直線切斷法測定時紅一。利 用電子束後方散射繞射⑽SD)之三維結晶構造解析，計測對壓延 方向呈垂直的面m面）之組織的方位資訊時，如第6圖所示，肥粒 =之方位係無規的’如此第6圖所示，{_//nd方位之積體度充其 !僅為1.9。相鄰肥粒鐵粒之方位差角5度以上的大角粒界之比例 係由測定面上的粒界長度之比，為95%。以本發明定義時之肥粒鐵 之體積率為75%。 實施例2 對表1之組成1之鋼之沃斯田粒徑3〇Mm者，在7啊進行應 變速度1G/s，減面率73%之錢壓縮加卫—次。為;東結力山寺线 斯田粒:，加m卩水冷，使生成麻田散變態，製作麻田散組 織。觀察此麻田散組織之舊沃斯田粒界時，存在著清楚的凹凸其 週期為6」心以下，振幅在_nm以上。又，觀察舊退火雙晶時粒 絲單位長度有m存在著清楚的㈣，其週期為62"以下，振 巾田在3⑽喊上。其次，以相同條件進行加工，對沃斯田粒界及粒内 之退火雙晶給予上述的凹凸後，以1QK/Sit行冷卻。所得的組織為 肥粒鐵-波來體。肥粒鐵組織之平均粒徑以直線切斷法測定時為 2.6㈣。㈣電子束後方散射繞射（議）之三維結晶構造解 計測對壓延方向呈垂直的面（腕）之組織的方位資訊時，肥教鐵 3]_1(修正本) 580519 之方位係無規的如第7圖所示般，{00U//ND方位之積體度充其量 僅為2.1。相鄰肥粒鐵粒之方位差角5度以上的大角粒界之比例，係 由測定面上的粒界長度之比，為94%。以本發明定義時之肥粒鐵之 體積率為75%。 實施例3 對表1之組成1之鋼之沃斯田粒徑15//1]]者，在75(rc，進行應變 速度10/s，減面率50%之砧塊壓縮加工一次。在壓下後立即進行水 冷，觀察舊沃斯田。又，壓延後以101(/3之冷卻速度冷卻，製作肥粒 鐵-波來體組織。肥粒鐵組織之平均粒徑以直線切斷法測定時為 2.4,利用電子束後方散射繞射⑽⑽之三維結晶構造解析法 (0DF)法，制組織之綠:纽時，綠之積體度為3 8。肥粒鐵粒 界内所占之方位差角15度以上的大角粒界之比例，係由測定面上 的長度之比為95%。於舊沃斯田粒界粒界每單位長度有⑽存在著 清楚的凹凸，其週期為6. 9/im以下，振幅在3_以上。採用電子束 後方散射繞射法’〉収由粒界生成的肥粒鐵粒之方位時，由粒界生 成的肥粒鐵之方位係無規的。以本發明定義的肥粒鐵之體積率為 75%。 比較例1 對表1之組成i之鋼之沃斯田粒徑30_者，在無加工的狀態 下進行水冷，使生成麻田散變態，製作麻田散組織。觀察此麻田散 組織之舊沃斯田粒經時，舊沃斯田粒徑係直線的，未被發現有週期 别㈤(修正本) 580519 性的凹凸，偶而存在的凹凸之振幅為2 Q Q聰以下。 實施例4 供5式鋼之組成，係表2之1之組成之鋼。由已真空熔解、熱軋壓 延的材料，製作2〇x 8x 之試片，如第4圖所示般，進行站塊 壓縮加工。亦即，於850至1250。(:保持試片60至6005後，在670至840 C進行壓縮率50至85%,應變速度lo/sii過程加工後，以丨至丨狀^ 強制冷卻及水冷。利用SEM觀察加工中心部及未加工部之組織，採 用直接切斷法求取平均純。又，制f子束後方散射繞射（獅） 法測定肥粒鐵粒之方位。 在9〇(TC加熱後，若觀察於75〇t進行⑽之加王時的肥粒鐵平 均粒L之冷部速度相依性時，則加工部之肥粒鐵粒徑與未加工部 相比，冷卻速度相依性大，於第δ圖顯示出灌/s冷卻的加工部之^ 織，惟可觀察有微細的肥粒鐵-波來體組織，肥粒鐵之平均粒徑為 2. 0/zm。對在此組織之5〇χ 5〇心之微小領域的29個肥粒鐵，進行 利用EBSD法之結晶方位解析時，相鄰的肥粒鐵㈣μ 部成為15。以上，粒界係完全大角粒界，可知由約略相同的結晶方 位而成之所謂相同方位群體—y)並未予形成。將於立體桿準 三角元上描繪此等肥粒鐵之塵縮方位而成的逆極點圖表示於第9 圖上。未發現於特定方位有較強的積體，肥粒鐵粒之方位分布呈益 規化的。再者利瞧D法進行方位解析細所示的領域及其他加 工部之⑽X⑽㈣之領域時，相鄰的肥粒鐵粒之方位差角） 3] 006](修正本) 580519 上者為全部肥粒鐵粒界之92%。 實施例5至16 比較例2至6 將表2之1至3之組成之鋼加熱至85〇s125(rc，完全沃斯田化 後，與實施例4同法，以表3所示的條件進行加工、冷卻。其結果可 得具有表3所示的平均粒徑之肥粒鐵—波來體鋼。此等鋼之Μ、，係以 全自動變態相測定裝置加熱至90(rc，以雨/s冷卻，由熱膨服曲線 之變化求得。 比較例7 將表2之1之組成之鋼熱軋壓延後，進行冷軋壓延、熱處理之結 果，而得平均肥粒鐵粒徑2.5//m之肥粒鐵-波來體鋼。Εβδ])測定之 結果，於肥粒鐵粒界所佔的傾角15。以上之粒界的比例為3〇%。該 日可，抗拉強度為480N/mm2。

表2 鋼種 號碼 C Si Μη Ρ S ---------- Ν Α1 · ’Ar3 1 0.17 0.03 1.5 0 · 025 0.005 0.002 0.03 — …—. 660 2 0.09 0.48 0.97 0.022 0.01 ------ 0.002 0.03 795 3 0.05 0.02 : 1.5 0.02 0.01 0.003 0.03 820 31006】(修正本) 580519 表3 1 1 rr n cn CO ro i3 C75 K-* ζ-Π 1—» 办 CO ro w-k 1—· ·—* o CO c〇 -Ο σ> cn ' w—* ►—* μ—» H-^ ro 葑 >—* >«—» CO ro ·—* >—* * 1—* ►—* ►—* m at nW M CO tO cn crt o >—* cn 〇 〇 ro o 3 s o 〇 o ro o o ro cn cn O ro cn ro cn ro cn h〇 C71 CO o ro cn H S iSH iSS OH Ο 猫 25 s e g s s OH s s OS Dr s S 銥 a 漭 銥 a s 洚 洚 s S 溢 i & ss 罔 m H a： S9 S9 m 罔 H m 痴 S ί9 fa H s iS is 陈 s s s s s s S?h δ s bt a a s a a §- a S & s g g w¥ H H H H H H H H H H H Η H Cn o CO ·—k cn c〇 ο -ο CO ο CO cn O O o -〇 o o 〇c o 0¾ o o -J cn o cn O -a cn o -O cn o cn -o o ~>3 〇 〇 -si cn 〇 -^3 cn o g- -o CO 〇 O -0 ο ο o -0 o o 〇〇 cn o o 0¾ cn o cn 〇 o -o o -o o to ^ H Wn ^Fm 酿s /sms 1—k 1—A o ro »—A ο 办 o CD 〇〇 〇〇 V—· o I-—ft 〇〇 〇〇 CO CO OO c〇 CD >—» o ΓΟ cn o ο CO ro ro Η-» ro >—* μ—» ro ro ro ro ί m CO LO 〇〇 CO CD O o to O cn cn -o -o cn •o o O 磁 JO ro ΓΟ 卜o m職 to ro — K5 CO ro ro ro ro ro ro ro ^ toiw · CT! cn cn cn o cn cn CO 〇 cn ro ro CJl _ / ^sa ssst £®Sf ^S5 s S^3 CD 〇 〇〇 cn 〇〇 o〇 O o OO 〇〇 OO Cn CO o CO cn CO o CO CO CO ro CD ro S^0 SI rr «najtj CT~ -7¾ ^hrErr ^h-Dr c-n —J o cn cn 〇 cn 〇〇 o 么 c〇 Ο C-n o〇 〇 s严 -o O -〇 〇 cr> cn O OO cn o -o o • -o o o -o V—A o 實施例17 將表2之1之組成之鋼加熱至900°C，完全沃斯田化後，冷卻至 750°C，自第5圖之A面以壓下率進行減面率15%之平面應變壓縮加 工。0. 1秒後自B面進行平面應變壓縮加工至減面率與未加工時相 31006 U修正本) 580519 比成為60%，u10K/s冷卻至500t為止，結果，而得加工部之肥粒鐵 之平均粒彳至為0.2//II1之肥粒鐵波來體鋼。以電子束後方散射繞射 法（E B S D)測定的肥粒鐵之粒界的傾角為！ 5。以上者占9 4 %，肥粒鐵 為大角粒界所包圍。 ， 實施例18 . 將表2之組成1之鋼加熱至9〇〇t：，完全沃斯田化後，冷卻至75〇 °C，自第5圖之A面以壓下率進行減面率10%之平面應變壓縮加工。 0.1秒後自B面進行平面應變壓縮加工至減面率與未加工時相比成泰 45/,以lOK/s冷部至500 C為止。結果，而得加工部之肥粒鐵之平均 粒徑為2.5#m之肥粒鐵波來體鋼。以電子束後方散射繞射法（ebsd) 測定的肥粒鐵之粒界的傾角為15。以上者占95%，肥粒鐵為大角粒 . 界所包圍。 . 實施例19 對表2之組成1之鋼加熱至90(rc,完全沃斯田化後，冷卻至75〇 °C’自第5圖之A面以壓下率進行減面率⑽之平面應變壓縮加工。· 〇_ 1秒後自B面進行平面應變壓縮加工至減面率與未加工時相比成 70%’以10K/S冷卻至500t為止。結果，而得加工部之肥粒鐵之平均 粒徑為1.4/zm之肥粒鐵波來體鋼。以電子束後方散射繞射法（ebsd) 測定的肥粒鐵之粒界的傾角為！ 5。以上者占9 5 %，肥粒鐵為大角粒 界所包圍。 貫施例2 0 3]〇〇6)(修正本) 580519 對表4之組成1之鋼加熱至9〇(rc，完全沃斯田化後，冷卻至75〇 °C，立即以壓下率進行7〇%之第4圖所示的砧塊壓縮加工。壓縮後， 以ΙΟΚ/sh部至5〇〇 c為止。結果，而得加工部之肥粒鐵之平均粒徑 為2.0//m之肥粒鐵波來體複相組織鋼。波來體體積率為25%。以電 子束後方散射繞射法（EBSD)測定肥粒鐵粒界之傾角時，具有15。 以上的傾角之粒界佔全部肥粒鐵粒界之比率為9〇%。本實施例之鋼 材的抗拉強度、降伏強度、均勻伸長率各為71〇MPa，6〇〇Mpa，〇. 〇6。 表4 鋼種 C Si Μη Ρ S Nb Cr Ν Α1 1 0.17 0·3 1.5 0.025 0.005 - - 0·003 ,, 0.04 2 0.05 0·2 1.5 0.025 0.005 - - 0.003 0.04 ο 0.01 0.05 0.25 0.006 0.005 - 0.08 0.001 0.04 實施例21

對表4之組成2之鋼加熱至95〇r，完全沃斯田化後，冷卻至8〇〇 t，以與f施例2G同法，而得加工部之肥粒鐵粒徑3Q"m，波來體 體積率1G%之鋼。本實施例之鋼材亦為大角粒界所包圍著。抗拉強 度為580MPa，均勻伸長率為0. 〇9。 比較例8 其次，將與實施例20相同組成之鋼加熱至刪。c，完全沃斯田 31006 U修正方) 580519

之輥輸壓延，壓延後，以 部之肥粒鐵之平均粒徑為6 # m lOK/s冷卻至500°C。結果，而得加工 之肥粒鐵波來體鋼。 此鋼之抗拉強度為测仏均勻伸長率极…粒徑為^, 故強度顯著的PH&。由於並無因波來體之存在引起的均勻伸長率 之提南效果，反而其降低被發現。 比較例9 利用粉末冶金法，而得具有表4之組成3,平均粒徑為2"m之肥參 粒鐵鋼。本例之鋼材之抗拉強度、均勻伸長率（實際應變率）各為 630MPa，0· 03。 確認出強度及展延性未取得配衡。 — 比較例10 _ 將表4之組成1之鋼熱軋壓延後，進行冷軋壓延、熱處理，其結 果而得平均肥粒鐵粒徑3. 2//m之肥粒鐵鋼。EBSD測定之結果，肥粒 鐵粒界所佔的傾角15。以上之粒界之比例為5〇%。該時，抗拉強 鲁 度、均勻伸長率各為530MPa，0. 12。 發明之功效 詳如上述說明般，依本發明，可提供作為高強度的一般熔接構 造用鋼等有用的新穎超微細組織鋼。又，可得具有大角粒界之平均 粒徑3//n】以下的肥粒鐵組織鋼，超過習用的微細組織鋼之界限的 高強度超微細組織鋼。因此又提供冷卻速度較遲緩而具有工業萝 3 1006](修正本) 580519 造的意義之新穎方法。 [圖式之簡單說明] 第1圖為模式的表示 第2圖為模式的表示 位之圖。 出在沃斯田粒界之肥粒鐵成長之圖。 出在有起伏的沃斯田粒界之肥粒鐵的方 第3圖為极式的表示起伏之週期及振幅 第4圖為就石占塊加工顯示的概念圖 弟5圖為就多軸加工熱處理顯示的概要圖。 W圖為就實施例i之方位及其積體度表示的圖 ^圖為就實施例2之方位及其積體度表示的圖 第8圖為取代表示實施例 (SEM)照相。 之圖。 之組織例圖面而用的電子 顯微鏡 第9圖為表示賓施例之方位解析的結果之圖。 第_為表示抗拉強度均㈣長率之肥粒鐵粒徑及波來體體 匕關係圖。 第11圖為表示加工量與積體度之_的向來的見解圖。 31006丨(修正本.)

Claims (1)

1. 580519 丨公告本I 第87115693號專利申請案 申請專利範圍修正本 修正 平月日/ (93年2月2曰〕 1. 一種超微細組織鋼，其特徵在：平均粒徑在3//m以下而以粒界 之方位差角為15°以上的大角粒界所包圍的肥粒鐵為母相，含 有以重量％計為0· 3%以下之C，並含有C，Si，Mn，Al，P，S及N，殘量 為Fe與不可避免的雜質，且含有以體積率計3%以上之波來體。 2. —種超微細組織鋼，其特徵在於含有平均粒徑3. 0//m以下而以 15°以上之大角粒界所包圍的肥粒鐵以體積率計60%以上，肥 粒鐵之特定方向的積體度在4以下，含有以重量％計為0· 3%以下 之C，並含有C，Si，Mn，A1，P，S及N，殘量為Fe與不可避免的雜 質，且含有以體積率計3%以上之波來體。 3. —種超微細組織鋼之製造方法，係加工沃斯田鋼以製造申請專 利範圍第1項之鋼之製造方法，其特徵在於變態前之沃斯田粒 界，對其粒界面由垂直的面上觀察之線狀粒界，粒界每單位長 度有70%以上在週期8//m以下，振幅200nm以上的起伏，而於沃 斯田之未再結晶溫度施加壓下率30%以上的壓縮加工，加工後 以3K/s以上的速度冷卻。 4. 一種超微細組織鋼之製造方法，係加工沃斯田鋼，製造申請專利 範圍第1項之鋼之製造方法，其特徵在於變態前之沃斯田粒内 的退火雙晶，對其境界，由垂直的面上觀察之線狀境界，粒界每 單位長度有70%以上在週期8 // m以下，振幅200nm以上的起伏， 310061 (修正本)

   1 而於沃斯田之未再結晶溫度施加壓下率30%以上的壓縮加工， 加工後以3K/s以上的速度冷卻。 5. —種超微細組織鋼之製造方法，係製造申請專利範圍第1項之超 微細組織鋼之方法，其特徵在於加熱至Ac3點以上使沃斯田化後， 在Ar3點以上的溫度，施加壓下率50%以上砧塊壓縮加工，其次予 以冷卻，以製造出以平均粒徑3//m以下的肥粒鐵為母相之超微 細組織鋼。 6. 如申請專利範圍第5項之超微細組織鋼之製造方法，係以3K/s以 上的速度冷卻。 7. 如申請專利範圍第5項或第6項之超微細組織鋼之製造方法，係 以砧塊壓縮加工為來自被加工材之X、Y及Z之三面之中至少二 面的加工，同時或連續的施加。 8. 如申請專利範圍第5項或第6項之超微細組織鋼之製造方法，其 中前述肥粒鐵粒界之方位差角為15°以上的大角粒界所包圍 的肥粒鐵為母相。 9. 如申請專利範圍第5項或第6項之超微細組織鋼之製造方法，係 於Ar3點至Ar3+200°C之範圍内的溫度施加砧塊壓縮加工。 310061(修正本)