JPS6239230B2 - - Google Patents
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- JPS6239230B2 JPS6239230B2 JP3944283A JP3944283A JPS6239230B2 JP S6239230 B2 JPS6239230 B2 JP S6239230B2 JP 3944283 A JP3944283 A JP 3944283A JP 3944283 A JP3944283 A JP 3944283A JP S6239230 B2 JPS6239230 B2 JP S6239230B2
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Description
本発明は安価な二相高強度熱延鋼板に関するも
のである。 現在、自動車用鋼材を中心に加工性の良い高強
度鋼板が強く求められている。高抗張力と加工性
は常識的には相反するものであり、それらの両立
は困難であるが、最近開発されたフエライト結晶
粒と少量の高硬度焼入組織から成る二相鋼（以下
DP鋼と言う）はそれらを両立させたある意味で
は理想的な材料である。ところが従来のDP鋼は
以下に述べる理由により製造コストが高く広く使
われるに至つていない。 二相組織を得る方法として現在採られている方
法は鋼材をA3点温度とA1、点温度の中間である
オーステナイト／フエライト二相温度域にある時
間滞留させることによりフエライトを十分に発達
させると共にオーステナイト中の炭素を濃化させ
た後に急冷してオーステナイトをマルテンサイト
等の高硬度低温変態生成組織とするものである。
この技術の要点はフエライトが発達し易くしかも
小量のオーステナイトは変態し難いと言う二相分
離を起こさせる成分系の設計にある。特に連続熱
延工程で製造される熱延ままDP鋼は圧延終了後
から冷却開始までの時間が短いので成分は極めて
重要である。フエライト変態の促進のためにはSi
量を増加する方法が採られ、通常１％前後まで添
加される。オーステナイト部の変態を抑えるには
Mn量を増加する方法が採られ通常1.5％以上添加
される。さらに焼入れ組織を得易くするために
Cr、Mo、Ｂ等が添加される事もあるがその結果
成分コストは高いものになる。このような成分調
整以外に冷却制御も重要である。急冷開始時にお
けるオーステナイトの分率が変態終了後の焼入れ
第二相の分率を決め、第二相の分率と強度は、焼
入れ第二相の割合と引張り強度との関係を示す第
１図（0.1C―0.5Si―1.5Mn鋼、Ｎα＝11.5）の如
く直線関係にある。従つて圧延終了後から冷却開
始までの時間経過におけるフエライト変態量を精
度よく制御する様な温度履歴を鋼板に与えねばな
らず、さらに急冷後の第二相が十分硬い組織にな
るためには急冷後の鋼板温度を200℃近くまで低
下させる必要がある。このために冷却においては
圧延材毎に微妙な作業が必要となり生産性を低下
させることでコスト高の一因となつている。 以上に述べた従来の熱延D.P.鋼製造法の欠点は
圧延終了後から急冷開始までの短い時間でフエラ
イト変態量を制御せねばならない事に由来してい
るが、本発明者らはフエライト変態量を圧延中に
制御すると共にフエライトを超細粒化するという
新規な方法を見出し、従来法の欠点を克服した。 すなわち本本発明の要旨とするところは、重量
％でＣ：0.02〜0.2％、Si：１％以下、Mn：1.5％
以下、残部Feと不可避不純物からなり、平均粒
径５μｍ以下の大傾角粒界に囲まれた加工誘起等
軸フエライト結晶粒を体積比で50〜70％未満含
み、他がマルテンサイトまたはこれとベイナイト
の焼入れ組織からなる二相高張力熱延鋼板にあ
る。 以下、本発明について詳細に説明する。 従来、オーステナイト温度域の低温側で加工を
行なうと変態点が上昇する事は知られていたが、
温度、加工量と変態量の定量的研究はなされてい
なかつた。本発明者らは研究の結果圧延により変
態を制御しうる可能性があるとの結論を得るに至
つた。第２図に一例を示す。第２図は0.1C―
0.5Si―1.0Mnの炭素鋼をAr3の温度域で種種の圧
下率により加工し、加工直後に水冷して変態量を
調べた結果である。圧下率が大なる程、また、圧
延温度が低い程フエライトの変態量は多い。Ar3
以上の温度でフエライト変態が進行する理由は加
工により主にオーステナイト粒界に高歪を受ける
場所があり、回復が追い付かない場合にはエネル
ギー的にオーステナイトとして再結晶するよりは
フエライトに変態した方が安定である場合がある
からと考えられる。従つて温度が高い場合は変態
を起こさせる加工量はより大である必要があり、
この様な変態は加工を受けると同時に起こるであ
ろう。この変態の重要な特徴は変態後のフエライ
ト結晶粒が極端に小さい事にある。第４図ａ〜ｃ
は0.12C―0.48Si―0.5Mn鋼を850℃において、
種々の圧下率により加工した後、直ちに水冷した
場合の顕微鏡組織写真（圧下率は、(a)＝80％、(b)
＝87％、(c)＝95％）を示すが、圧下率が大きい程
変態量すなわちフエライト分率が大きくなると同
時にフエライト粒径は圧下率の上昇と共に小さく
なり、最小フエライト粒径は３μ以下になる事が
分る。本発明者らは種々の成分範囲の鋼について
実験を重ねた結果、加工により細粒フエライトを
得、しかも変態量を適正に制御できる温度範囲は
Ar3＋100℃〜Ar1＋50℃で30秒以内の累積圧下率
を60％以上にする必要があるとの結論に達した。 次に極細粒フエライト組織を持つD.P.鋼につい
て考察する。 結晶粒の微細化はPetchの関係としてよく知ら
れている様に降伏点の上昇をもたらす。同時に抗
張力も上昇させるがその効果は降伏点に対する程
には大きくない。従つて細粒鋼は降伏比（降伏強
度の抗張力に対する比）が高いという特徴があ
り、成形性が要求される薄板としては不利と考え
られる。しかしながら構造部材として要求される
高強度とは高降伏応力である筈であるし、降伏比
の大きい事は塑性変形中の加工硬化が小さい事で
あるから全伸びさえ十分にあればむしろ成形上も
好ましい場合さえある。 ところで本発明により得られる極細粒鋼では変
態が非常に短時間に行なわれるために炭素の拡散
による移動距離が少なく、従つて大きな炭化物が
出来難い。実際第４図ｃには変態が終了している
にも拘わらずパーライト状の組織は認め難い。炭
化物の厚みが薄いと変形時の辷り線が炭化物内部
で交差する事なく、厚み全体を貫通する機会が増
え、クラツクを発生し難くなり、鋼材の全伸びは
増加する。高炭素パーライト鋼でラメラ間隔を小
さくすると絞り性が上昇するのはこの理由によ
る。第３図は本発明による細粒DP鋼の強度―延
性バランスを従来法のDP鋼と比較したものであ
るが、従来DP材よりは劣るものの析出強化材よ
りは高いレベルにある事が分る。 次に冷却について述べる。本発明は従来法で成
分と調整冷却によつて起こさせていた二相分離を
加工歪によつて起こさせるものであるから、圧延
終了時には既にフエライトとオーステナイト混合
組織になつているので調整冷却の必要は無く、オ
ーステナイトが焼入れ組織になるだけの十分な冷
却速度がありさえすれば良い。結晶粒の成長を抑
える意味では冷却速度は大きい程望ましいが、極
低炭素鋼でない限り20℃／secの冷却速度で十分
である。炭化物の粗大化を防ぐ意味からも冷却速
度は大きい方が良いが、炭化物の粗大化はフエラ
イト中の過剰炭素の減少と同義であるのでその効
果は相殺される。この様に本発明によれば冷却の
制御は特に必要とせず、実生産上有利である。 以下に本発明の構成要件の限定理由について述
べる。 成分： Ｃは焼入れ相を得る為には原理的に0.02％以上
必要であるから下限を0.02％とし、また0.2％以
上では加工性の点からDP鋼である有位性を消失
するので0.2％を上限とした。 Siは二相分離を助長させる事と強度―延性バラ
ンスを向上させる効果があるが、多過ぎると所望
の変態量に対し要する加工率が高くなり制御困難
になるので上限を１％とする事が望ましい。 Mnは変態点を調節し、加工誘起変態を起りや
すくし、また加工誘起フエライトの急速な粒成長
を防止することにより細粒化に寄与し、また焼入
性を向上させることにより超細粒フエライト部以
外の部分をマルテンサイトまたはこれとベイナイ
トからなる焼入組織を形成せしめるのに効果があ
る。しかし1.5％を超えて添加すると、変態温度
が下り表面の微細粒フエライトが生成しにくくな
るので1.5％以下と定めた。 ＰおよびＳは通常鋼中に多少は含有される元素
であるが、多量に含有されれば鋼の延靭性を損
う。しかし、通常の鋼に含まれている量、P0.03
％以下、S0.02％以下程度では本発明の本質に大
きな影響を与えないので、特にその量の限定を行
わない。 Ｎは不純物元素として鋼中は多少は含有される
が、その量は通常0.002〜0.01％程度であり、こ
の範囲内では本発明鋼の特性にそれほど影響を与
えない。なおＮ量が0.002％より少ない場合は加
工誘起変態が本発明におけるより容易に起るよう
になり、また0.01％を超えると特にAl、Ti等の元
素を含む場合ではやや起りにくくなる。 Alは通常脱酸のため鋼中に多少含まれている
が、通常含有される程度0.1％以下ならば、一般
に本発明鋼の特性に大きい影響を与えることはな
い。 フエライト相の比率： 細粒フエライト相が50％以下では強度は高いも
のの加工性が劣るために実用的ではなく、70％以
上では第二相による強化の効果が小さいのでその
比率を50〜70％未満に限定した。 本発明の鋼板を製造するための好ましい条件に
ついて述べる。 圧延温度： 圧延温度はAr3＋100℃を超えると加工による
変態が起らず、Ar1＋50℃未満では大きなフエラ
イト粒が生成し混粒になると共に先在のフエライ
トが加工され延性が低下してしまう。従つて温度
範囲をAr3＋100℃〜Ar1＋50℃とする。 圧下率： 合計圧下率が60％未満であると成品板が混粒と
なり加工性が低下するので60％を下限とした。１
パスの圧下率は大きい程フエライト粒は小さくな
り、40％以上の圧下率が好ましいが、パス間時間
が十分小さければ多パス圧延でもよい。但し多パ
ス圧延とした場合効果の現われる累計圧下率は１
パス大圧下加工の場合よりも大となり、２秒以内
のパスにおける累計圧下率で50％以上が必要であ
る。そこで１パスまたは２パス以上の累計圧下率
を50％以上とするまた累計圧下率の選択によりフ
エライト粒径とフエライト量の調整が可能である
が、本発明の主旨より圧延終了時点でフエライト
量が95％を超える程フエライト変態を進行させて
はならない。 圧延時間： 多パス圧延の場合は途中パスの１パスまたは２
パス以上で累計圧下率が50％以上となる加工を２
秒以内に行なう必要がある。さもなければパス間
の回復により加工の効果が失なわれフエライトが
粗大になり成品板の加工性が劣化する。そこで累
計圧下率が50％以上となる１パスまたは２パス以
上の加工時間を２秒以内とする。 フエライトの超細粒化のためには圧下率を多パ
ス圧延の後段になるほど大きくする事がとくに効
果的で、この時、パス間時間が短いほど加工歪の
累積効果が発揮される。例えば多パス圧延の最終
１パスまたは２パス以上の圧延を１秒以内に累計
圧下率50％以上で行なつた時のフエライト粒径は
４μ以下という超微細なものになるのである。こ
の点からは圧延はタンデムミルによる連続熱延が
適している。 冷却速度： 冷却速度は該鋼が圧延終了時に持つオーステナ
イトが焼入れ組織となるに必要な20℃／secを下
限とする。 実施例 表１に示す成分からなる炭素鋼を表２に示す圧
延：冷却条件で連続熱延を行なつた。表２中のＡ
〜Ｄが本発明鋼であるが、それぞれ焼入相の割合
に応じた強度となつており、70〜80Kg／mm2級の高
張力鋼が作り分けられている。本発明鋼の降伏比
（YR）は従来の成分調整＋冷却制御型二相鋼と較
べるとやや高いものの通常の圧延材よりは低く二
相鋼の特徴を示している。 表２中のＥ〜Ｉは比較鋼であり、Ｅ、Ｇは冷却
速度が遅いために焼入れ組織が得られず、Ｆは圧
下率が大きいために冷却開始以前に変態が終了
し、Ｈは圧延温度が低いために圧延中に変態が終
了したのでいずれも二相鋼にはなつていない。比
較鋼Ｆは二相組織ではないが、結晶粒が微細なた
めに強度が高い。しかし細粒強化のために降伏比
が高い。Ｉは２秒以内の累計圧下率が50％未満で
ありフエライト粒径が大きくなつている。Ｊは仕
上温度が高いためにフエライト変態が十分には進
行せず、焼入れ相が多くなり、強度は高いものの
延性は従来材並みである。上記結果を第３図に表
示している。図中〇印は本発明鋼を示し、×印は
比較鋼を示している。 以上の様に本発明によれば圧延温度と圧下率の
調整のみで特殊成分の添加や、制御冷却を必要と
せずに熱延ままで二相組織高張力鋼板を安価に提
供しうるものである。 強度が高い、しかし細粒強化のために降伏比が
高い。Ｉは２秒以内の累計圧下率が50％未満であ
りフエライト粒径が大きくなつている。Ｊは仕上
温度が高いためにフエライト変態が十分には進行
せず、焼入れ相が多くなり、強度は高いものの延
性は従来材並みである。上記結果を第３図に表示
している。図中〇印は本発明鋼を示し、×印は比
較鋼を示している。 以上の様の本発明によれば圧延温度と圧下率の
調整のみで特殊成分の添加や、制御冷却を必要と
せずに熱延まま二相鋼板を製造する事ができ、し
かも強度範囲を単一成分で広範囲に作り分けられ
る。すなわち従来製造コストの高かつた二相組織
高張力鋼板が安価に製造できる様になつた。
のである。 現在、自動車用鋼材を中心に加工性の良い高強
度鋼板が強く求められている。高抗張力と加工性
は常識的には相反するものであり、それらの両立
は困難であるが、最近開発されたフエライト結晶
粒と少量の高硬度焼入組織から成る二相鋼（以下
DP鋼と言う）はそれらを両立させたある意味で
は理想的な材料である。ところが従来のDP鋼は
以下に述べる理由により製造コストが高く広く使
われるに至つていない。 二相組織を得る方法として現在採られている方
法は鋼材をA3点温度とA1、点温度の中間である
オーステナイト／フエライト二相温度域にある時
間滞留させることによりフエライトを十分に発達
させると共にオーステナイト中の炭素を濃化させ
た後に急冷してオーステナイトをマルテンサイト
等の高硬度低温変態生成組織とするものである。
この技術の要点はフエライトが発達し易くしかも
小量のオーステナイトは変態し難いと言う二相分
離を起こさせる成分系の設計にある。特に連続熱
延工程で製造される熱延ままDP鋼は圧延終了後
から冷却開始までの時間が短いので成分は極めて
重要である。フエライト変態の促進のためにはSi
量を増加する方法が採られ、通常１％前後まで添
加される。オーステナイト部の変態を抑えるには
Mn量を増加する方法が採られ通常1.5％以上添加
される。さらに焼入れ組織を得易くするために
Cr、Mo、Ｂ等が添加される事もあるがその結果
成分コストは高いものになる。このような成分調
整以外に冷却制御も重要である。急冷開始時にお
けるオーステナイトの分率が変態終了後の焼入れ
第二相の分率を決め、第二相の分率と強度は、焼
入れ第二相の割合と引張り強度との関係を示す第
１図（0.1C―0.5Si―1.5Mn鋼、Ｎα＝11.5）の如
く直線関係にある。従つて圧延終了後から冷却開
始までの時間経過におけるフエライト変態量を精
度よく制御する様な温度履歴を鋼板に与えねばな
らず、さらに急冷後の第二相が十分硬い組織にな
るためには急冷後の鋼板温度を200℃近くまで低
下させる必要がある。このために冷却においては
圧延材毎に微妙な作業が必要となり生産性を低下
させることでコスト高の一因となつている。 以上に述べた従来の熱延D.P.鋼製造法の欠点は
圧延終了後から急冷開始までの短い時間でフエラ
イト変態量を制御せねばならない事に由来してい
るが、本発明者らはフエライト変態量を圧延中に
制御すると共にフエライトを超細粒化するという
新規な方法を見出し、従来法の欠点を克服した。 すなわち本本発明の要旨とするところは、重量
％でＣ：0.02〜0.2％、Si：１％以下、Mn：1.5％
以下、残部Feと不可避不純物からなり、平均粒
径５μｍ以下の大傾角粒界に囲まれた加工誘起等
軸フエライト結晶粒を体積比で50〜70％未満含
み、他がマルテンサイトまたはこれとベイナイト
の焼入れ組織からなる二相高張力熱延鋼板にあ
る。 以下、本発明について詳細に説明する。 従来、オーステナイト温度域の低温側で加工を
行なうと変態点が上昇する事は知られていたが、
温度、加工量と変態量の定量的研究はなされてい
なかつた。本発明者らは研究の結果圧延により変
態を制御しうる可能性があるとの結論を得るに至
つた。第２図に一例を示す。第２図は0.1C―
0.5Si―1.0Mnの炭素鋼をAr3の温度域で種種の圧
下率により加工し、加工直後に水冷して変態量を
調べた結果である。圧下率が大なる程、また、圧
延温度が低い程フエライトの変態量は多い。Ar3
以上の温度でフエライト変態が進行する理由は加
工により主にオーステナイト粒界に高歪を受ける
場所があり、回復が追い付かない場合にはエネル
ギー的にオーステナイトとして再結晶するよりは
フエライトに変態した方が安定である場合がある
からと考えられる。従つて温度が高い場合は変態
を起こさせる加工量はより大である必要があり、
この様な変態は加工を受けると同時に起こるであ
ろう。この変態の重要な特徴は変態後のフエライ
ト結晶粒が極端に小さい事にある。第４図ａ〜ｃ
は0.12C―0.48Si―0.5Mn鋼を850℃において、
種々の圧下率により加工した後、直ちに水冷した
場合の顕微鏡組織写真（圧下率は、(a)＝80％、(b)
＝87％、(c)＝95％）を示すが、圧下率が大きい程
変態量すなわちフエライト分率が大きくなると同
時にフエライト粒径は圧下率の上昇と共に小さく
なり、最小フエライト粒径は３μ以下になる事が
分る。本発明者らは種々の成分範囲の鋼について
実験を重ねた結果、加工により細粒フエライトを
得、しかも変態量を適正に制御できる温度範囲は
Ar3＋100℃〜Ar1＋50℃で30秒以内の累積圧下率
を60％以上にする必要があるとの結論に達した。 次に極細粒フエライト組織を持つD.P.鋼につい
て考察する。 結晶粒の微細化はPetchの関係としてよく知ら
れている様に降伏点の上昇をもたらす。同時に抗
張力も上昇させるがその効果は降伏点に対する程
には大きくない。従つて細粒鋼は降伏比（降伏強
度の抗張力に対する比）が高いという特徴があ
り、成形性が要求される薄板としては不利と考え
られる。しかしながら構造部材として要求される
高強度とは高降伏応力である筈であるし、降伏比
の大きい事は塑性変形中の加工硬化が小さい事で
あるから全伸びさえ十分にあればむしろ成形上も
好ましい場合さえある。 ところで本発明により得られる極細粒鋼では変
態が非常に短時間に行なわれるために炭素の拡散
による移動距離が少なく、従つて大きな炭化物が
出来難い。実際第４図ｃには変態が終了している
にも拘わらずパーライト状の組織は認め難い。炭
化物の厚みが薄いと変形時の辷り線が炭化物内部
で交差する事なく、厚み全体を貫通する機会が増
え、クラツクを発生し難くなり、鋼材の全伸びは
増加する。高炭素パーライト鋼でラメラ間隔を小
さくすると絞り性が上昇するのはこの理由によ
る。第３図は本発明による細粒DP鋼の強度―延
性バランスを従来法のDP鋼と比較したものであ
るが、従来DP材よりは劣るものの析出強化材よ
りは高いレベルにある事が分る。 次に冷却について述べる。本発明は従来法で成
分と調整冷却によつて起こさせていた二相分離を
加工歪によつて起こさせるものであるから、圧延
終了時には既にフエライトとオーステナイト混合
組織になつているので調整冷却の必要は無く、オ
ーステナイトが焼入れ組織になるだけの十分な冷
却速度がありさえすれば良い。結晶粒の成長を抑
える意味では冷却速度は大きい程望ましいが、極
低炭素鋼でない限り20℃／secの冷却速度で十分
である。炭化物の粗大化を防ぐ意味からも冷却速
度は大きい方が良いが、炭化物の粗大化はフエラ
イト中の過剰炭素の減少と同義であるのでその効
果は相殺される。この様に本発明によれば冷却の
制御は特に必要とせず、実生産上有利である。 以下に本発明の構成要件の限定理由について述
べる。 成分： Ｃは焼入れ相を得る為には原理的に0.02％以上
必要であるから下限を0.02％とし、また0.2％以
上では加工性の点からDP鋼である有位性を消失
するので0.2％を上限とした。 Siは二相分離を助長させる事と強度―延性バラ
ンスを向上させる効果があるが、多過ぎると所望
の変態量に対し要する加工率が高くなり制御困難
になるので上限を１％とする事が望ましい。 Mnは変態点を調節し、加工誘起変態を起りや
すくし、また加工誘起フエライトの急速な粒成長
を防止することにより細粒化に寄与し、また焼入
性を向上させることにより超細粒フエライト部以
外の部分をマルテンサイトまたはこれとベイナイ
トからなる焼入組織を形成せしめるのに効果があ
る。しかし1.5％を超えて添加すると、変態温度
が下り表面の微細粒フエライトが生成しにくくな
るので1.5％以下と定めた。 ＰおよびＳは通常鋼中に多少は含有される元素
であるが、多量に含有されれば鋼の延靭性を損
う。しかし、通常の鋼に含まれている量、P0.03
％以下、S0.02％以下程度では本発明の本質に大
きな影響を与えないので、特にその量の限定を行
わない。 Ｎは不純物元素として鋼中は多少は含有される
が、その量は通常0.002〜0.01％程度であり、こ
の範囲内では本発明鋼の特性にそれほど影響を与
えない。なおＮ量が0.002％より少ない場合は加
工誘起変態が本発明におけるより容易に起るよう
になり、また0.01％を超えると特にAl、Ti等の元
素を含む場合ではやや起りにくくなる。 Alは通常脱酸のため鋼中に多少含まれている
が、通常含有される程度0.1％以下ならば、一般
に本発明鋼の特性に大きい影響を与えることはな
い。 フエライト相の比率： 細粒フエライト相が50％以下では強度は高いも
のの加工性が劣るために実用的ではなく、70％以
上では第二相による強化の効果が小さいのでその
比率を50〜70％未満に限定した。 本発明の鋼板を製造するための好ましい条件に
ついて述べる。 圧延温度： 圧延温度はAr3＋100℃を超えると加工による
変態が起らず、Ar1＋50℃未満では大きなフエラ
イト粒が生成し混粒になると共に先在のフエライ
トが加工され延性が低下してしまう。従つて温度
範囲をAr3＋100℃〜Ar1＋50℃とする。 圧下率： 合計圧下率が60％未満であると成品板が混粒と
なり加工性が低下するので60％を下限とした。１
パスの圧下率は大きい程フエライト粒は小さくな
り、40％以上の圧下率が好ましいが、パス間時間
が十分小さければ多パス圧延でもよい。但し多パ
ス圧延とした場合効果の現われる累計圧下率は１
パス大圧下加工の場合よりも大となり、２秒以内
のパスにおける累計圧下率で50％以上が必要であ
る。そこで１パスまたは２パス以上の累計圧下率
を50％以上とするまた累計圧下率の選択によりフ
エライト粒径とフエライト量の調整が可能である
が、本発明の主旨より圧延終了時点でフエライト
量が95％を超える程フエライト変態を進行させて
はならない。 圧延時間： 多パス圧延の場合は途中パスの１パスまたは２
パス以上で累計圧下率が50％以上となる加工を２
秒以内に行なう必要がある。さもなければパス間
の回復により加工の効果が失なわれフエライトが
粗大になり成品板の加工性が劣化する。そこで累
計圧下率が50％以上となる１パスまたは２パス以
上の加工時間を２秒以内とする。 フエライトの超細粒化のためには圧下率を多パ
ス圧延の後段になるほど大きくする事がとくに効
果的で、この時、パス間時間が短いほど加工歪の
累積効果が発揮される。例えば多パス圧延の最終
１パスまたは２パス以上の圧延を１秒以内に累計
圧下率50％以上で行なつた時のフエライト粒径は
４μ以下という超微細なものになるのである。こ
の点からは圧延はタンデムミルによる連続熱延が
適している。 冷却速度： 冷却速度は該鋼が圧延終了時に持つオーステナ
イトが焼入れ組織となるに必要な20℃／secを下
限とする。 実施例 表１に示す成分からなる炭素鋼を表２に示す圧
延：冷却条件で連続熱延を行なつた。表２中のＡ
〜Ｄが本発明鋼であるが、それぞれ焼入相の割合
に応じた強度となつており、70〜80Kg／mm2級の高
張力鋼が作り分けられている。本発明鋼の降伏比
（YR）は従来の成分調整＋冷却制御型二相鋼と較
べるとやや高いものの通常の圧延材よりは低く二
相鋼の特徴を示している。 表２中のＥ〜Ｉは比較鋼であり、Ｅ、Ｇは冷却
速度が遅いために焼入れ組織が得られず、Ｆは圧
下率が大きいために冷却開始以前に変態が終了
し、Ｈは圧延温度が低いために圧延中に変態が終
了したのでいずれも二相鋼にはなつていない。比
較鋼Ｆは二相組織ではないが、結晶粒が微細なた
めに強度が高い。しかし細粒強化のために降伏比
が高い。Ｉは２秒以内の累計圧下率が50％未満で
ありフエライト粒径が大きくなつている。Ｊは仕
上温度が高いためにフエライト変態が十分には進
行せず、焼入れ相が多くなり、強度は高いものの
延性は従来材並みである。上記結果を第３図に表
示している。図中〇印は本発明鋼を示し、×印は
比較鋼を示している。 以上の様に本発明によれば圧延温度と圧下率の
調整のみで特殊成分の添加や、制御冷却を必要と
せずに熱延ままで二相組織高張力鋼板を安価に提
供しうるものである。 強度が高い、しかし細粒強化のために降伏比が
高い。Ｉは２秒以内の累計圧下率が50％未満であ
りフエライト粒径が大きくなつている。Ｊは仕上
温度が高いためにフエライト変態が十分には進行
せず、焼入れ相が多くなり、強度は高いものの延
性は従来材並みである。上記結果を第３図に表示
している。図中〇印は本発明鋼を示し、×印は比
較鋼を示している。 以上の様の本発明によれば圧延温度と圧下率の
調整のみで特殊成分の添加や、制御冷却を必要と
せずに熱延まま二相鋼板を製造する事ができ、し
かも強度範囲を単一成分で広範囲に作り分けられ
る。すなわち従来製造コストの高かつた二相組織
高張力鋼板が安価に製造できる様になつた。
【表】
【表】
第１図は焼入れ第二相の割合と引張強度の関係
を示す図（0.1C―0.5Si―1.5Mn鋼、Ｎα＝
11.5）、第２図は0.1C―0.5Si―1.0Mn鋼（Ar3：
793℃）をAr3変態点近傍の温度で１パス圧延
し、圧延直後急冷（水冷）した時の圧下率と変態
率の関係を示す図、第３図は本発明により製造し
た二相鋼（〇印）と従来法により製造した鋼及び
比較鋼の強度―延性バランスの比較を示した図、
第４図は0.12C―0.48Si―0.5Mn鋼を850℃におい
て種々の圧下率で加工し、加工直後水冷した時の
組織を示す顕微鏡写真図で、ａは圧下率80％、ｂ
は圧下率87％、ｃは圧下率95％の場合である。
を示す図（0.1C―0.5Si―1.5Mn鋼、Ｎα＝
11.5）、第２図は0.1C―0.5Si―1.0Mn鋼（Ar3：
793℃）をAr3変態点近傍の温度で１パス圧延
し、圧延直後急冷（水冷）した時の圧下率と変態
率の関係を示す図、第３図は本発明により製造し
た二相鋼（〇印）と従来法により製造した鋼及び
比較鋼の強度―延性バランスの比較を示した図、
第４図は0.12C―0.48Si―0.5Mn鋼を850℃におい
て種々の圧下率で加工し、加工直後水冷した時の
組織を示す顕微鏡写真図で、ａは圧下率80％、ｂ
は圧下率87％、ｃは圧下率95％の場合である。
Claims (1)
- １ 重量％でＣ：0.02〜0.2％、Si：１％以下、
Mn：1.5％以下、残部Feと不可避不純物からな
り、平均粒径５μｍ以下の大傾角粒界に囲まれた
加工誘起等軸フエライト結晶粒を体積比で50〜70
％未満含み、他がマルテンサイトまたはこれとベ
イナイトの焼入れ組織からなる二相高張力熱延鋼
板。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3944283A JPS59166651A (ja) | 1983-03-10 | 1983-03-10 | 超細粒フェライト相と焼入相の二相組織からなる二相高張力熱延鋼板 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3944283A JPS59166651A (ja) | 1983-03-10 | 1983-03-10 | 超細粒フェライト相と焼入相の二相組織からなる二相高張力熱延鋼板 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS59166651A JPS59166651A (ja) | 1984-09-20 |
| JPS6239230B2 true JPS6239230B2 (ja) | 1987-08-21 |
Family
ID=12553124
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3944283A Granted JPS59166651A (ja) | 1983-03-10 | 1983-03-10 | 超細粒フェライト相と焼入相の二相組織からなる二相高張力熱延鋼板 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS59166651A (ja) |
Families Citing this family (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2540283B2 (ja) * | 1993-07-28 | 1996-10-02 | 日本冶金工業株式会社 | 超塑性２相ステンレス鋼 |
| JP2540282B2 (ja) * | 1993-07-28 | 1996-10-02 | 日本冶金工業株式会社 | 超塑性２相ステンレス鋼 |
| EP0945522B1 (en) * | 1997-09-11 | 2005-04-13 | JFE Steel Corporation | Method of producing a hot rolled sheet having ultra fine grains |
| US7117925B2 (en) * | 2000-09-29 | 2006-10-10 | Nucor Corporation | Production of thin steel strip |
| KR100934089B1 (ko) | 2002-12-23 | 2009-12-24 | 주식회사 포스코 | 복합조직 열연강판 제조방법 |
| CN100357474C (zh) * | 2006-02-17 | 2007-12-26 | 东北大学 | 一种抗拉强度600MPa级双相钢板及制造方法 |
| ITRM20060262A1 (it) * | 2006-05-17 | 2007-11-18 | Ct Sviluppo Materiali Spa | Procedimento per la produzione di nastri di acciaio al carbonio a grano fine e nastri cosi ottenibili |
| JP5708775B2 (ja) * | 2013-12-12 | 2015-04-30 | 新日鐵住金株式会社 | 構造部材 |
| JP5765411B2 (ja) * | 2013-12-12 | 2015-08-19 | 新日鐵住金株式会社 | 冷延鋼板の製造方法 |
| CN104878287A (zh) * | 2015-06-12 | 2015-09-02 | 武汉钢铁(集团)公司 | 具有低成本且热轧高性能宽厚钢板及其的制造方法 |
-
1983
- 1983-03-10 JP JP3944283A patent/JPS59166651A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS59166651A (ja) | 1984-09-20 |
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