JPS6235461B2 - - Google Patents
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- JPS6235461B2 JPS6235461B2 JP14797083A JP14797083A JPS6235461B2 JP S6235461 B2 JPS6235461 B2 JP S6235461B2 JP 14797083 A JP14797083 A JP 14797083A JP 14797083 A JP14797083 A JP 14797083A JP S6235461 B2 JPS6235461 B2 JP S6235461B2
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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
- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
- C21D9/52—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length
-
- 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
- C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
- C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
- C21D1/185—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering from an intercritical temperature
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- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Description
本発明は高強度高加工性複合組織鋼板の製造方
法に係り、引張り強さが80Kgf/mm2以上の高強度を
有し、しかも極めて優れた延性を有する複合組織
鋼板を経済的且つ的確に製造することのできる方
法を提供しようとするものである。 石油シヨツク以後における省エネルギー、省資
源の社会的要請は特に産業界においてその多大な
エネルギー、資源消費たることから強く要求され
る急務となつている。例えば自動車業界において
は近年車体の軽量化のため設計強度を変更しない
で板厚を薄くし得る高張力鋼板の導入が試みられ
ていて、旧来の析出硬化型高張力鋼板では延性が
不充分でプレス成形性に難点を有すると共に溶接
性にも問題があるので最近では上記のような旧来
の析出硬化型に代るフエライトとマルテンサイト
の２相からなる複合組織型高張力鋼板の採用が増
加しつつある。然し近時における社会的ニーズは
その多様性が益々増加しつつあり、それが反映さ
れて鉄鋼材料に対する要求も加工性を損うことな
く更に高張力化が要求されることは当然と言え
る。そこで斯様な要求に対し引張強さが80〜120
Kgf/mm2で、加工性の高い超高張力鋼材として従来
ベイナイト鋼板又はベイナイトとマルテンサイト
の２相或いはベイナイトとオーステナイトの２相
からなる複合組織鋼板が開発されているが、加工
性などにおいて必ずしも好ましいものでなく、又
その製造に関して経済的でないなどの不利を有し
ている。 本発明は上記したような実情に鑑み検討を重ね
て創案されたものであつて、wt％（以下単に％
という）でＣ：0.30〜0.65％、Si：0.7〜2.0％、
Mn：0.5〜2.0％を含有し、残部が鉄および不可
避的不純物からなる熱延または冷延鋼帯を体積分
率で10％以上のフエライトを有し残部がオーステ
ナイトとなるフエライト・オーステナイトの２相
領域に加熱保持した後に50〜600℃／secの冷却速
度で450〜650℃の温度域に冷却し、続いて450〜
650℃の温度域内の１温度又は２温度以上で10〜
50秒（２温度以上のときは合計）保持し、然る後
30〜2000℃／sec以上の冷却速度で冷却し、体積
分率でフエライトが10％以上でオーステナイトも
10％以上であり、残部がベイナイトおよびマルテ
ンサイトの何れか一方又は双方からなる組織とす
ることを提案する。 即ち本発明によるものは熱延鋼帯または冷延鋼
帯を素材とし、これらをフエライト＋オーステナ
イトの２相域に再加熱後、適正な熱履歴を賦与す
ることにより、最終組織を適正にコントロール
し、高強度でしかも従来法によるもの以上の高い
加工性を有する、複合組織鋼板を製造するもので
特殊な合金元素の必要としないため、省資源、あ
るいは経済性の面でもメリツトを有している。さ
らに、素材として上記のように熱延鋼帯または冷
延鋼帯の何れも使用可能であるため、広い板巾サ
イズにわたつて製造でき、製造適性という観点か
らもメリツトが大きい。 上記したような本発明について更に説明する
と、先ず本発明において用いる鋼成分の組成範囲
限定理由は以下の通りである。 Ｃは、鋼の強化に不可欠な元素であり、又組織
にオーステナイトを体積分率で10％以上残留させ
るためには最低0.3％は必要である。一方0.65％
を超えると鋼を脆化させ、又フエライト＋オース
テナイトの２相域に再加熱した場合に鋼板中に10
％以上のフエライトを安定的に析出せしめること
が困難となり、更に溶接性を劣化させる。従つて
0.3〜0.65％とした。 Siは、未変態オーステナイトへのＣの濃縮を促
進する効果を通じてオーステナイトの安定化に寄
与するが組織に体積分率で10％以上のフエライト
を析出させるためには0.7％以上が必要であり、
一方このSiの過剰は溶接性、スケール性状劣化な
どの観点から上限を2.0％とすることが必要であ
る。 Mnは、オーステナイト安定化元素として重要
であり、本発明で規定した組織、即ちオーステナ
イトを10％以上残留させるためには最低0.5％以
上が必要であり、一方2.0％を超えてMnを含有す
ることはその効果が飽和するだけでなく、バンド
状組織を形成し易くなるなどの却つて悪影響を与
えるので2.0％を上限とした。 本発明鋼板は化学成分組成としては上記した
Ｃ、Si、Mn以外は鉄および不可避的不純物から
成る。不純物としてはＰ、Ｓ、Ｎその他の一般に
鋼に対して不可避的に混入して来るもの及び脱酸
ならびに鋼中窒素の固定に必要なAl：0.1％以下
などが挙げられる。Ｓは特に規定しないが、加工
性、延性を重視する観点から例えば0.005％以下
の如く低Ｓ化することが望ましい。 然して本発明による複合組織鋼板は、その組織
を体積分率で10％以上のフエライトと、10％以上
のオーステナイトと、残部がベイナイト又はマル
テンサイトの何れか一方又は両者の混合組織と規
定するもので、このように規定する理由は以下の
通りである。 即ち本発明者等は斯かる複合組織鋼板の組織と
加工性の関係について詳細に検討した結果、ベイ
ナイト又はマルテンサイト或いはそれらの混合組
織に体積分率で10％以上のフエライトと、同じく
10％以上のオーステナイトが混在する複合組織と
することが高強度で極めて優れた延性を得しめる
所以であることを見出した。これはオーステナイ
トの加工誘起変態の効果に重畳して軟質のフエラ
イトによる高延性が発揮され、延性はフエライト
とオーステナイト、強度はベイナイト又はマルテ
ンサイトで補い合う結果と考えられる。 然して上記のような複合組織鋼板を得るための
製造法としての熱処理についての限定理由を説明
するが、これらは何れも組織の適正化を目的とし
て規定されたものである。即ち本発明においては
上記のような基本成分を有する熱延鋼帯又は冷延
鋼帯を用いこれを体積分率で10％以上のフエライ
トを含むフエライトとオーステナイトの２相域に
再加熱し、その後制御された熱履歴を賦与して組
織の適正化を図つて行くのであるが、体積分率で
10％以上のフエライトを含む２相域に再加熱する
ことは冷却後の最終組織に10％以上のフエライト
を混入させるための基本的要件である。つまり２
相域加熱時のフエライトの体積分率で10％以下の
場合はそれに続く冷却時にフエライトが殆んど析
出しないことと相俟つて冷却後組織が本発明で規
定する体積分率で10％以上のフエライトが混入し
た複合組織とならず、延性の劣つた鋼板となつて
しまう。なお特に規定はしないが30％を超えるフ
エライトを含有したフエライトとオーステナイト
の２相域に再加熱すると鋼板は多量のフエライト
を含有するところとなり、高延性であつても強度
が低くなり過ぎ、引張り強さ（TS）と伸び
（El）のバランスは必ずしも良好となし得なくな
る。従つてフエライトの体積分率が10〜30％の範
囲となるように凡そAc3―10℃からAc3―40℃程
度の範囲に再加熱保持することが望ましい。 上記したような２相域再加熱後は、50〜600
℃／secの冷却速度で450〜650℃の温度域に冷却
し続いて450〜650℃の温度域内の１温度で10〜50
秒の保持ないし450〜650℃の温度域内の２温度以
上で保持時間の合計が10〜50秒となるような保持
を行うが、斯様な保持温度、保持時間を限定した
理由は以下の如くである。即ち第１図は本発明の
成分要件を満足する後第１表の鋼Ａによる2.9mm
厚の熱延材をフエライトとオーステナイトの２相
域である760℃に加熱保持してから100℃／secで
冷却し、20秒間、同図横軸に示すような種々の温
度に１回保持し、その後100℃／secで冷却した場
合の保持温度とTSおよびTS×Elの関係を示した
ものであるが、図から明らかなように保持温度が
450℃未満若しくは650℃以上では急激にTS×El
の値が減少し、TS―Elバランスが劣化する。こ
れらの場合に760℃でのフエライトとオーステナ
イトの２相域加熱によりフエライトが10数％生成
するが、その後の保持における保持温度が450℃
以下の低過ぎる場合は保持温度への急冷段階で再
加熱時のオーステナイトが、マルテンサイトにな
り、最終的にフエライト＋マルテンサイト組織に
なるため高強度ではあつても低延性となる。一方
保持温度が650℃以上となる保持中にパーライト
変態が起り組織にパーライトが混入して低延性化
し、TS―Elバランスの急激な低下を招いてい
る。これらに対しそれらの中間の保持温度の場合
には保持中のベイナイトの生成に伴い未変態のオ
ーステナイトへのＣの濃縮が進行し、最終冷却で
このオーステナイトの一部が残留オーステナイト
として組織に混在することになり、優れたTS―
Elバランスを得しめる。 保持時間については以下の通りである。即ち鋼
Ａをフエライトとオーステナイトの２相域である
760℃に加熱保持後、100℃／secで500℃まで冷却
し、続いて500℃で種々の時間保持し、その後に
100℃／secで冷却された場合の保持時間とTS及
びTS×Elの関係は第２図に示す通りである。つ
まり保持時間が、10秒以上50秒以下の範囲で優れ
たTS×Elが得られていることが明らかであり、
この保持時間が10秒未満と短か過ぎた場合は、ベ
イナイト変態が進行しないため、再加熱時から保
持温度へ持来された未変態オーステナイトへのＣ
の濃縮がなされず、最終的にフエライト＋マルテ
ンサイト組織になつてしまい、他方、50秒超のよ
うに保持が長過ぎた場合は、再加熱時から保持温
度へ持来された未変態オーステナイトが保持中に
殆んどベイナイトに変態してしまい、最終組織が
フエライト＋ベイナイトになり、何れの場合にお
いても適正なフエライト＋オーステナイト＋ベイ
ナイト又は、フエライト＋オーステナイト＋マル
テンサイト、あるいは、フエライト＋オーステナ
イト＋ベイナイト＋マルテンサイト組織が得られ
ず、TS―Elバランスが悪い。 以上、２相域再加熱に続く保持として、１温度
での１回の保持の場合について、保持温度、保持
時間の限定理由を述べたが、450〜650℃の２温度
以上で保持時間の合計が10〜50秒となるような保
持を行う場合も、本質的には、450〜650℃での10
〜50秒の１回の保持と同様の結果が得られること
が確認されたので、時間の合計として10〜50秒と
規定した。 なお上記したような２相域の加熱保持から450
〜650℃の保持に移行する際における冷却が余り
に遅いとパーライト変態が進行することとなるの
で、この間の冷却は50℃／sec以上とする。50
℃／sec未満の冷却速度では冷却中にパーライト
変態が進行し組織の適正化が図れない。又、上限
を600℃／secとしたのは、450〜650℃の所定の温
度まで冷却する際の温度制御を考えると、600
℃／secを超える冷却速度は通常の設備では実施
困難であり、特殊な装置を設けてコスト高を招い
てまで急冷する程の効果も期待されないことによ
る。又450〜650℃の温度域内の１温度又は２温度
以上で合計10〜50秒の保持は略一定の温度である
恒温保持が立前であつて鋼帯温度が650℃から450
℃に漸次冷却されるような状況下にあつてその間
の所要冷却時間が10〜50秒となるような場合をも
本発明が包含するものではない。斯様な場合はベ
イナイト変態の進行とＣの濃縮が最終組織の適正
化に合致しなくなり、本発明の目的を達し得ない
こととなる。このように上記温度域内での１温度
又は２温度での保持はあくまで恒温保持が基本で
ある。但し設備的な面から来るような恒温保持に
おける制約に基づく若干の温度変動の如きをも許
容し得ないということではなく、例えばこの保持
において恒温保持炉入側温度が500℃でその出側
温度が450℃であるという程度の場合には本発明
の効果は何等損われることなしに発揮される。更
に上述した保持中におけるベイナイト変態の進行
は成分と温度および時間に支配され、成分や保持
温度の如何により最適時間が多少変動するのは言
うまでもない。 最後に保持後の最終冷却速度として30℃／sec
以上と規定したのは、これ未満では冷却中にさら
にベイナイト変態が進行し、所要の残留オーステ
ナイト量が得られず、適正な組織が得られないた
めであり、上限を2000℃／secとしたのは、通常
の冷却設備では2000℃／secを超える冷却速度を
得ることは事実上困難であり、又特殊な装置を設
けてコスト上昇を招いてまで急冷する程の効果も
期待できないことによる。 本発明方法によるものの具体的な実施例につい
て説明すると、以下の如くである。 実施例 １ 次の第１表に示すような化学成分を有する７種
の鋼を溶製した。即ち鋼Ａ、Ｂ、ＤおよびＦは本
発明の範囲を満足するものであり、鋼Ｃ、Ｅおよ
びＧは比較鋼である。
法に係り、引張り強さが80Kgf/mm2以上の高強度を
有し、しかも極めて優れた延性を有する複合組織
鋼板を経済的且つ的確に製造することのできる方
法を提供しようとするものである。 石油シヨツク以後における省エネルギー、省資
源の社会的要請は特に産業界においてその多大な
エネルギー、資源消費たることから強く要求され
る急務となつている。例えば自動車業界において
は近年車体の軽量化のため設計強度を変更しない
で板厚を薄くし得る高張力鋼板の導入が試みられ
ていて、旧来の析出硬化型高張力鋼板では延性が
不充分でプレス成形性に難点を有すると共に溶接
性にも問題があるので最近では上記のような旧来
の析出硬化型に代るフエライトとマルテンサイト
の２相からなる複合組織型高張力鋼板の採用が増
加しつつある。然し近時における社会的ニーズは
その多様性が益々増加しつつあり、それが反映さ
れて鉄鋼材料に対する要求も加工性を損うことな
く更に高張力化が要求されることは当然と言え
る。そこで斯様な要求に対し引張強さが80〜120
Kgf/mm2で、加工性の高い超高張力鋼材として従来
ベイナイト鋼板又はベイナイトとマルテンサイト
の２相或いはベイナイトとオーステナイトの２相
からなる複合組織鋼板が開発されているが、加工
性などにおいて必ずしも好ましいものでなく、又
その製造に関して経済的でないなどの不利を有し
ている。 本発明は上記したような実情に鑑み検討を重ね
て創案されたものであつて、wt％（以下単に％
という）でＣ：0.30〜0.65％、Si：0.7〜2.0％、
Mn：0.5〜2.0％を含有し、残部が鉄および不可
避的不純物からなる熱延または冷延鋼帯を体積分
率で10％以上のフエライトを有し残部がオーステ
ナイトとなるフエライト・オーステナイトの２相
領域に加熱保持した後に50〜600℃／secの冷却速
度で450〜650℃の温度域に冷却し、続いて450〜
650℃の温度域内の１温度又は２温度以上で10〜
50秒（２温度以上のときは合計）保持し、然る後
30〜2000℃／sec以上の冷却速度で冷却し、体積
分率でフエライトが10％以上でオーステナイトも
10％以上であり、残部がベイナイトおよびマルテ
ンサイトの何れか一方又は双方からなる組織とす
ることを提案する。 即ち本発明によるものは熱延鋼帯または冷延鋼
帯を素材とし、これらをフエライト＋オーステナ
イトの２相域に再加熱後、適正な熱履歴を賦与す
ることにより、最終組織を適正にコントロール
し、高強度でしかも従来法によるもの以上の高い
加工性を有する、複合組織鋼板を製造するもので
特殊な合金元素の必要としないため、省資源、あ
るいは経済性の面でもメリツトを有している。さ
らに、素材として上記のように熱延鋼帯または冷
延鋼帯の何れも使用可能であるため、広い板巾サ
イズにわたつて製造でき、製造適性という観点か
らもメリツトが大きい。 上記したような本発明について更に説明する
と、先ず本発明において用いる鋼成分の組成範囲
限定理由は以下の通りである。 Ｃは、鋼の強化に不可欠な元素であり、又組織
にオーステナイトを体積分率で10％以上残留させ
るためには最低0.3％は必要である。一方0.65％
を超えると鋼を脆化させ、又フエライト＋オース
テナイトの２相域に再加熱した場合に鋼板中に10
％以上のフエライトを安定的に析出せしめること
が困難となり、更に溶接性を劣化させる。従つて
0.3〜0.65％とした。 Siは、未変態オーステナイトへのＣの濃縮を促
進する効果を通じてオーステナイトの安定化に寄
与するが組織に体積分率で10％以上のフエライト
を析出させるためには0.7％以上が必要であり、
一方このSiの過剰は溶接性、スケール性状劣化な
どの観点から上限を2.0％とすることが必要であ
る。 Mnは、オーステナイト安定化元素として重要
であり、本発明で規定した組織、即ちオーステナ
イトを10％以上残留させるためには最低0.5％以
上が必要であり、一方2.0％を超えてMnを含有す
ることはその効果が飽和するだけでなく、バンド
状組織を形成し易くなるなどの却つて悪影響を与
えるので2.0％を上限とした。 本発明鋼板は化学成分組成としては上記した
Ｃ、Si、Mn以外は鉄および不可避的不純物から
成る。不純物としてはＰ、Ｓ、Ｎその他の一般に
鋼に対して不可避的に混入して来るもの及び脱酸
ならびに鋼中窒素の固定に必要なAl：0.1％以下
などが挙げられる。Ｓは特に規定しないが、加工
性、延性を重視する観点から例えば0.005％以下
の如く低Ｓ化することが望ましい。 然して本発明による複合組織鋼板は、その組織
を体積分率で10％以上のフエライトと、10％以上
のオーステナイトと、残部がベイナイト又はマル
テンサイトの何れか一方又は両者の混合組織と規
定するもので、このように規定する理由は以下の
通りである。 即ち本発明者等は斯かる複合組織鋼板の組織と
加工性の関係について詳細に検討した結果、ベイ
ナイト又はマルテンサイト或いはそれらの混合組
織に体積分率で10％以上のフエライトと、同じく
10％以上のオーステナイトが混在する複合組織と
することが高強度で極めて優れた延性を得しめる
所以であることを見出した。これはオーステナイ
トの加工誘起変態の効果に重畳して軟質のフエラ
イトによる高延性が発揮され、延性はフエライト
とオーステナイト、強度はベイナイト又はマルテ
ンサイトで補い合う結果と考えられる。 然して上記のような複合組織鋼板を得るための
製造法としての熱処理についての限定理由を説明
するが、これらは何れも組織の適正化を目的とし
て規定されたものである。即ち本発明においては
上記のような基本成分を有する熱延鋼帯又は冷延
鋼帯を用いこれを体積分率で10％以上のフエライ
トを含むフエライトとオーステナイトの２相域に
再加熱し、その後制御された熱履歴を賦与して組
織の適正化を図つて行くのであるが、体積分率で
10％以上のフエライトを含む２相域に再加熱する
ことは冷却後の最終組織に10％以上のフエライト
を混入させるための基本的要件である。つまり２
相域加熱時のフエライトの体積分率で10％以下の
場合はそれに続く冷却時にフエライトが殆んど析
出しないことと相俟つて冷却後組織が本発明で規
定する体積分率で10％以上のフエライトが混入し
た複合組織とならず、延性の劣つた鋼板となつて
しまう。なお特に規定はしないが30％を超えるフ
エライトを含有したフエライトとオーステナイト
の２相域に再加熱すると鋼板は多量のフエライト
を含有するところとなり、高延性であつても強度
が低くなり過ぎ、引張り強さ（TS）と伸び
（El）のバランスは必ずしも良好となし得なくな
る。従つてフエライトの体積分率が10〜30％の範
囲となるように凡そAc3―10℃からAc3―40℃程
度の範囲に再加熱保持することが望ましい。 上記したような２相域再加熱後は、50〜600
℃／secの冷却速度で450〜650℃の温度域に冷却
し続いて450〜650℃の温度域内の１温度で10〜50
秒の保持ないし450〜650℃の温度域内の２温度以
上で保持時間の合計が10〜50秒となるような保持
を行うが、斯様な保持温度、保持時間を限定した
理由は以下の如くである。即ち第１図は本発明の
成分要件を満足する後第１表の鋼Ａによる2.9mm
厚の熱延材をフエライトとオーステナイトの２相
域である760℃に加熱保持してから100℃／secで
冷却し、20秒間、同図横軸に示すような種々の温
度に１回保持し、その後100℃／secで冷却した場
合の保持温度とTSおよびTS×Elの関係を示した
ものであるが、図から明らかなように保持温度が
450℃未満若しくは650℃以上では急激にTS×El
の値が減少し、TS―Elバランスが劣化する。こ
れらの場合に760℃でのフエライトとオーステナ
イトの２相域加熱によりフエライトが10数％生成
するが、その後の保持における保持温度が450℃
以下の低過ぎる場合は保持温度への急冷段階で再
加熱時のオーステナイトが、マルテンサイトにな
り、最終的にフエライト＋マルテンサイト組織に
なるため高強度ではあつても低延性となる。一方
保持温度が650℃以上となる保持中にパーライト
変態が起り組織にパーライトが混入して低延性化
し、TS―Elバランスの急激な低下を招いてい
る。これらに対しそれらの中間の保持温度の場合
には保持中のベイナイトの生成に伴い未変態のオ
ーステナイトへのＣの濃縮が進行し、最終冷却で
このオーステナイトの一部が残留オーステナイト
として組織に混在することになり、優れたTS―
Elバランスを得しめる。 保持時間については以下の通りである。即ち鋼
Ａをフエライトとオーステナイトの２相域である
760℃に加熱保持後、100℃／secで500℃まで冷却
し、続いて500℃で種々の時間保持し、その後に
100℃／secで冷却された場合の保持時間とTS及
びTS×Elの関係は第２図に示す通りである。つ
まり保持時間が、10秒以上50秒以下の範囲で優れ
たTS×Elが得られていることが明らかであり、
この保持時間が10秒未満と短か過ぎた場合は、ベ
イナイト変態が進行しないため、再加熱時から保
持温度へ持来された未変態オーステナイトへのＣ
の濃縮がなされず、最終的にフエライト＋マルテ
ンサイト組織になつてしまい、他方、50秒超のよ
うに保持が長過ぎた場合は、再加熱時から保持温
度へ持来された未変態オーステナイトが保持中に
殆んどベイナイトに変態してしまい、最終組織が
フエライト＋ベイナイトになり、何れの場合にお
いても適正なフエライト＋オーステナイト＋ベイ
ナイト又は、フエライト＋オーステナイト＋マル
テンサイト、あるいは、フエライト＋オーステナ
イト＋ベイナイト＋マルテンサイト組織が得られ
ず、TS―Elバランスが悪い。 以上、２相域再加熱に続く保持として、１温度
での１回の保持の場合について、保持温度、保持
時間の限定理由を述べたが、450〜650℃の２温度
以上で保持時間の合計が10〜50秒となるような保
持を行う場合も、本質的には、450〜650℃での10
〜50秒の１回の保持と同様の結果が得られること
が確認されたので、時間の合計として10〜50秒と
規定した。 なお上記したような２相域の加熱保持から450
〜650℃の保持に移行する際における冷却が余り
に遅いとパーライト変態が進行することとなるの
で、この間の冷却は50℃／sec以上とする。50
℃／sec未満の冷却速度では冷却中にパーライト
変態が進行し組織の適正化が図れない。又、上限
を600℃／secとしたのは、450〜650℃の所定の温
度まで冷却する際の温度制御を考えると、600
℃／secを超える冷却速度は通常の設備では実施
困難であり、特殊な装置を設けてコスト高を招い
てまで急冷する程の効果も期待されないことによ
る。又450〜650℃の温度域内の１温度又は２温度
以上で合計10〜50秒の保持は略一定の温度である
恒温保持が立前であつて鋼帯温度が650℃から450
℃に漸次冷却されるような状況下にあつてその間
の所要冷却時間が10〜50秒となるような場合をも
本発明が包含するものではない。斯様な場合はベ
イナイト変態の進行とＣの濃縮が最終組織の適正
化に合致しなくなり、本発明の目的を達し得ない
こととなる。このように上記温度域内での１温度
又は２温度での保持はあくまで恒温保持が基本で
ある。但し設備的な面から来るような恒温保持に
おける制約に基づく若干の温度変動の如きをも許
容し得ないということではなく、例えばこの保持
において恒温保持炉入側温度が500℃でその出側
温度が450℃であるという程度の場合には本発明
の効果は何等損われることなしに発揮される。更
に上述した保持中におけるベイナイト変態の進行
は成分と温度および時間に支配され、成分や保持
温度の如何により最適時間が多少変動するのは言
うまでもない。 最後に保持後の最終冷却速度として30℃／sec
以上と規定したのは、これ未満では冷却中にさら
にベイナイト変態が進行し、所要の残留オーステ
ナイト量が得られず、適正な組織が得られないた
めであり、上限を2000℃／secとしたのは、通常
の冷却設備では2000℃／secを超える冷却速度を
得ることは事実上困難であり、又特殊な装置を設
けてコスト上昇を招いてまで急冷する程の効果も
期待できないことによる。 本発明方法によるものの具体的な実施例につい
て説明すると、以下の如くである。 実施例 １ 次の第１表に示すような化学成分を有する７種
の鋼を溶製した。即ち鋼Ａ、Ｂ、ＤおよびＦは本
発明の範囲を満足するものであり、鋼Ｃ、Ｅおよ
びＧは比較鋼である。
【表】
上記したような各鋼は溶製後熱間圧延および冷
間圧延により板厚1.2mmまで圧延し供試材となし
た。種々の熱サイクルを採らせた後にゲージ長さ
50mmのJIS5号引張試験片をそれぞれ準備して引張
試験を行い、又組織の適否を判定するために組織
観察ならびにフエライトおよびオーステナイトの
体積分率を測定した結果は次の第２表の通りであ
る。
間圧延により板厚1.2mmまで圧延し供試材となし
た。種々の熱サイクルを採らせた後にゲージ長さ
50mmのJIS5号引張試験片をそれぞれ準備して引張
試験を行い、又組織の適否を判定するために組織
観察ならびにフエライトおよびオーステナイトの
体積分率を測定した結果は次の第２表の通りであ
る。
【表】
即ち各鋼種についてAc3―20℃のフエライトと
オーステナイトの２相域に加熱し、第３図に示す
ようにフエライトの体積分率を10数％、残部オー
ステナイトとした後、100℃／secで500℃まで冷
却し500℃で15秒保持し、その後100℃／secの冷
却速度で室温まで冷却する熱サイクルを採らせた
ものであるが、この熱サイクルを本発明範囲の成
分鋼である鋼Ａ、Ｂ、Ｄ、Ｆに適用した場合は何
れも組織に体積分率で10％以上のフエライトと同
じく10％以上のオーステナイトを含み、TSで80
Kgｆ／mm2以上と高強度であると共にTS×Elも
2300以上と優れたTS―Elバランスを有してい
る。これに対し比較鋼である鋼Ｃ、Ｅ、Ｇにおい
ては熱サイクルが同一であるにも拘わらず、その
成分が本発明規定成分範囲外であるため組織の適
正化がなされず、TS―Elは劣悪である。すなわ
ち、鋼ＣではＣが少ないためオーステナイトの安
定化が不十分で、最終オーステナイト分率が５％
と少なく、又鋼ＥはSi量の不足により、中間温度
保持中にベイナイト変態の進行に伴う残部オース
テナイトのＣ移行が十分行われずやはり最終オー
ステナイト量が少ない。つまり、何れの場合もフ
エライトが10％以上あるものの、オーステナイト
分率は10％未満であり、本発明の複合組織として
の材質性能は発揮されてない。鋼ＧはMnが規定
より少ないためにオーステナイトが不安定であつ
てベイナイト変態が急速に進行して所期のオース
テナイト量が確保できず、所期の性質が得られな
い。 実施例 ２ 前記した第１表の鋼Ａによる1.2mm厚の冷延板
を用い、第４図に示す熱サイクルによる熱処理を
行つた。即ち温度T1に加熱保持後、100℃／sec
でT2まで冷却し、温度T2でt2秒保持し、種々の
冷却速度で室温まで急冷した。第３表にはそれら
の熱処理条件、組織定量によるフエライト分率、
オーステナイト分率および引張試験値を示す。
オーステナイトの２相域に加熱し、第３図に示す
ようにフエライトの体積分率を10数％、残部オー
ステナイトとした後、100℃／secで500℃まで冷
却し500℃で15秒保持し、その後100℃／secの冷
却速度で室温まで冷却する熱サイクルを採らせた
ものであるが、この熱サイクルを本発明範囲の成
分鋼である鋼Ａ、Ｂ、Ｄ、Ｆに適用した場合は何
れも組織に体積分率で10％以上のフエライトと同
じく10％以上のオーステナイトを含み、TSで80
Kgｆ／mm2以上と高強度であると共にTS×Elも
2300以上と優れたTS―Elバランスを有してい
る。これに対し比較鋼である鋼Ｃ、Ｅ、Ｇにおい
ては熱サイクルが同一であるにも拘わらず、その
成分が本発明規定成分範囲外であるため組織の適
正化がなされず、TS―Elは劣悪である。すなわ
ち、鋼ＣではＣが少ないためオーステナイトの安
定化が不十分で、最終オーステナイト分率が５％
と少なく、又鋼ＥはSi量の不足により、中間温度
保持中にベイナイト変態の進行に伴う残部オース
テナイトのＣ移行が十分行われずやはり最終オー
ステナイト量が少ない。つまり、何れの場合もフ
エライトが10％以上あるものの、オーステナイト
分率は10％未満であり、本発明の複合組織として
の材質性能は発揮されてない。鋼ＧはMnが規定
より少ないためにオーステナイトが不安定であつ
てベイナイト変態が急速に進行して所期のオース
テナイト量が確保できず、所期の性質が得られな
い。 実施例 ２ 前記した第１表の鋼Ａによる1.2mm厚の冷延板
を用い、第４図に示す熱サイクルによる熱処理を
行つた。即ち温度T1に加熱保持後、100℃／sec
でT2まで冷却し、温度T2でt2秒保持し、種々の
冷却速度で室温まで急冷した。第３表にはそれら
の熱処理条件、組織定量によるフエライト分率、
オーステナイト分率および引張試験値を示す。
【表】
即ち本発明材であるＡ―１、Ａ―３、Ａ―５は
何れもTS80Kgｆ／mm2以上であつつて、しかもTS
×Elが2300以上であつて優れたTS―Elバランス
を有していることが確認された。これらに対しＡ
―２材は最終冷却速度が10℃／secと小さいこと
により残留オーステナイト量が不足し、又Ａ―４
材は再加熱温度が高過ぎるため初期のフエライト
分率が少なく、且つオーステナイトへのＣの濃縮
が不十分であることにより最終オーステナイトが
不足しているため、何れも材質が悪い。さらにＡ
―６材では中間温度での保持が少ないため適正な
ベイナイト変態が進行せず、それによるオーステ
ナイトへのＣ濃縮及びオーステナイトの安定化が
達成されず、高強度ながらElは低く、強度―延
性のバランスは悪い。 実施例 ３ 前記した第１表の鋼Ａを用い、熱間圧延および
冷間圧延により1.2mm厚とした後、第５図に示す
ような熱処理を実施した。即ち760℃の10数％フ
エライト＋残部オーステナイトの２相域に100
℃／secでT1まで冷却し温度T1でt1秒保持し、続
いて温度T2でt2秒保持した後、100℃／secの冷却
速度で室温まで急冷した。その際の熱サイクル条
件、最終組織の定量結果および機械的性質を要約
して示すと次の第４表の如くである。
何れもTS80Kgｆ／mm2以上であつつて、しかもTS
×Elが2300以上であつて優れたTS―Elバランス
を有していることが確認された。これらに対しＡ
―２材は最終冷却速度が10℃／secと小さいこと
により残留オーステナイト量が不足し、又Ａ―４
材は再加熱温度が高過ぎるため初期のフエライト
分率が少なく、且つオーステナイトへのＣの濃縮
が不十分であることにより最終オーステナイトが
不足しているため、何れも材質が悪い。さらにＡ
―６材では中間温度での保持が少ないため適正な
ベイナイト変態が進行せず、それによるオーステ
ナイトへのＣ濃縮及びオーステナイトの安定化が
達成されず、高強度ながらElは低く、強度―延
性のバランスは悪い。 実施例 ３ 前記した第１表の鋼Ａを用い、熱間圧延および
冷間圧延により1.2mm厚とした後、第５図に示す
ような熱処理を実施した。即ち760℃の10数％フ
エライト＋残部オーステナイトの２相域に100
℃／secでT1まで冷却し温度T1でt1秒保持し、続
いて温度T2でt2秒保持した後、100℃／secの冷却
速度で室温まで急冷した。その際の熱サイクル条
件、最終組織の定量結果および機械的性質を要約
して示すと次の第４表の如くである。
【表】
即ち本発明方法によつて得られたＡ―７、Ａ―
材は何れも優れたTS×Elバランスを有してい
る。これに対し比較材のＡ―８は中間温度的には
本発明の規定条件内にあるが、保持時間が２回の
中間保持の合計で過大であり、このためベイナイ
ト変態が進行し過ぎるため、逆に最終オーステナ
イト量が不足し延性の劣化をきたしている。ま
た、Ａ―10材では２回の中間保持の温度が規定外
であり、第１段目の保持では一部にパーライト変
態、又第２段目では即時にオーステナイトはマル
テンサイト変態を生じ、最終的にオーステナイト
の適正残留化が生じないため材質は劣化してい
る。 なお、上記したような実施例では冷延材の結果
を示したが、熱延材も全く同一の効果が期待でき
ることは云うまでもない。 以上説明したような本発明によるときは引張り
強さが80Kgｆ／mm2以上の高強度を有すると共に卓
越した延性を有しTS―Elバランスに優れた複合
組織鋼板を的確に製造し得るものであり、特別な
合金元素の如きを必要としないで経済的に前記鋼
板を提供し得るものであるから工業的にその効果
の大きい発明である。
材は何れも優れたTS×Elバランスを有してい
る。これに対し比較材のＡ―８は中間温度的には
本発明の規定条件内にあるが、保持時間が２回の
中間保持の合計で過大であり、このためベイナイ
ト変態が進行し過ぎるため、逆に最終オーステナ
イト量が不足し延性の劣化をきたしている。ま
た、Ａ―10材では２回の中間保持の温度が規定外
であり、第１段目の保持では一部にパーライト変
態、又第２段目では即時にオーステナイトはマル
テンサイト変態を生じ、最終的にオーステナイト
の適正残留化が生じないため材質は劣化してい
る。 なお、上記したような実施例では冷延材の結果
を示したが、熱延材も全く同一の効果が期待でき
ることは云うまでもない。 以上説明したような本発明によるときは引張り
強さが80Kgｆ／mm2以上の高強度を有すると共に卓
越した延性を有しTS―Elバランスに優れた複合
組織鋼板を的確に製造し得るものであり、特別な
合金元素の如きを必要としないで経済的に前記鋼
板を提供し得るものであるから工業的にその効果
の大きい発明である。
図面は本発明の技術的内容を示すものであつ
て、第１図は保持温度とTSおよびTS×Elの関係
を示した図表、第２図は保持時間とTSおよびTS
×Elの関係を示した図表、第３図から第５図は
それぞれ本発明の実施例における熱サイクルを示
すものであつて、第３図は実施例１の場合、第４
図は実施例２の場合、第５図は実施例３の場合を
示しているものである。
て、第１図は保持温度とTSおよびTS×Elの関係
を示した図表、第２図は保持時間とTSおよびTS
×Elの関係を示した図表、第３図から第５図は
それぞれ本発明の実施例における熱サイクルを示
すものであつて、第３図は実施例１の場合、第４
図は実施例２の場合、第５図は実施例３の場合を
示しているものである。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ：0.30〜0.65wt％、 Si：0.7〜2.0wt％、 Mn：0.5〜2.0wt％ を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からな
る熱延または冷延鋼帯を体積分率でフエライトを
10％以上有し残部がオーステナイトとなるフエラ
イト・オーステナイトの２相領域に加熱保持した
後に、50〜600℃／secの冷却速度で450〜650℃の
温度域に冷却し、続いて450〜650℃の温度域内の
１温度又は２温度以上で10〜50秒（２温度以上の
ときは合計）保持し、然る後30〜2000℃／secの
冷却速度で冷却し、体積分率でフエライトが10％
以上でオーステナイトも10％以上であり、残部が
ベイナイトおよびマルテンサイトの何れか一方又
は双方からなる組織とされたことを特徴とする高
強度高加工性複合組織鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14797083A JPS6043430A (ja) | 1983-08-15 | 1983-08-15 | 高強度高加工性複合組織鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14797083A JPS6043430A (ja) | 1983-08-15 | 1983-08-15 | 高強度高加工性複合組織鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6043430A JPS6043430A (ja) | 1985-03-08 |
| JPS6235461B2 true JPS6235461B2 (ja) | 1987-08-01 |
Family
ID=15442214
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP14797083A Granted JPS6043430A (ja) | 1983-08-15 | 1983-08-15 | 高強度高加工性複合組織鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6043430A (ja) |
Families Citing this family (11)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6156264A (ja) * | 1984-08-24 | 1986-03-20 | Kobe Steel Ltd | 高強度高延性極細鋼線 |
| JPS60152655A (ja) * | 1984-01-20 | 1985-08-10 | Kobe Steel Ltd | 強加工性のすぐれた高強度低炭素鋼材 |
| JPS60152654A (ja) * | 1984-01-20 | 1985-08-10 | Kobe Steel Ltd | 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 |
| JPS61157625A (ja) * | 1984-12-29 | 1986-07-17 | Nippon Steel Corp | 高強度鋼板の製造方法 |
| JPS6223961A (ja) * | 1985-07-25 | 1987-01-31 | Kawasaki Steel Corp | 高張力バンド素材およびその製造方法 |
| JPS6250436A (ja) * | 1985-08-29 | 1987-03-05 | Kobe Steel Ltd | 冷間伸線性にすぐれた低炭素鋼線材 |
| JPS6479345A (en) * | 1987-06-03 | 1989-03-24 | Nippon Steel Corp | High-strength hot rolled steel plate excellent in workability and its production |
| JPH0670247B2 (ja) * | 1988-10-05 | 1994-09-07 | 新日本製鐵株式会社 | 成形性良好な高強度鋼板の製造方法 |
| JPH02163343A (ja) * | 1988-12-16 | 1990-06-22 | Nobuzo Terao | 構造用高マンガン二相鋼 |
| JP2940235B2 (ja) * | 1991-06-26 | 1999-08-25 | 日本鋼管株式会社 | 広いひずみ範囲において一様で高いｎ値を有する高強度複合組織冷延鋼板およびその製造方法 |
| EP1767659A1 (fr) * | 2005-09-21 | 2007-03-28 | ARCELOR France | Procédé de fabrication d'une pièce en acier de microstructure multi-phasée |
-
1983
- 1983-08-15 JP JP14797083A patent/JPS6043430A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6043430A (ja) | 1985-03-08 |
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