JP4189133B2

JP4189133B2 - High strength and high ductility steel sheet with ultrafine grain structure obtained by low strain processing and annealing of ordinary low carbon steel and method for producing the same

Info

Publication number: JP4189133B2
Application number: JP2001090731A
Authority: JP
Inventors: 好弘齋藤; 伸泰辻; 林太郎上路
Original assignee: Japan Science and Technology Agency; National Institute of Japan Science and Technology Agency
Current assignee: Japan Science and Technology Agency; National Institute of Japan Science and Technology Agency
Priority date: 2001-03-27
Filing date: 2001-03-27
Publication date: 2008-12-03
Anticipated expiration: 2021-03-27
Also published as: DE60205744D1; KR20030080101A; EP1394279A4; US20040112484A1; EP1394279B1; DE60205744T2; WO2002077310A1; EP1394279A1; CN1279203C; CN1500155A; JP2002285278A; US20070084529A1

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、普通低炭素鋼または０．０１％以下でマルテンサイト変態促進に有効な量のＢを添加した普通低炭素鋼を加工・熱処理しオーステナイト結晶粒を１００μｍ以上に粗大化させた後に水冷することによりマルテンサイト相が９０％以上である鋼材を得、該鋼材を全圧下率２０％以上８０％未満で冷間圧延し，５００℃以上６００℃未満で焼鈍するような低ひずみ加工・焼鈍により得られた引張強さが８００ＭＰａ以上であり、均一伸びが５％以上、破断伸びが２０％以上である高強度・高延性低炭素鋼材、および該高強度・高延性低炭素鋼材の製造方法に関する。本明細書において、普通低炭素鋼とは、炭素含有量が０．２％以下（本明細書では特にことわらない限り重量％を意味する。）、Ｍｎが１．６％以下、Ｓｉが０．５％以下、Ｐが０．０５％以下、そしてＳが０．０５％以下の鋼材である。微量（０．０１％以下）のＢを添加した普通低炭素鋼とは、前記普通低炭素鋼に焼入れ性を向上させるために０.０１％以下でマルテンサイト変態促進に有効な量のＢを添加したものである。
【０００２】
【従来の技術】
建築物の高層化による空間の利用性の向上、自動車、船舶などの省エネルギー化、また、資源のリサイクル性の向上は、鉄鋼材料にも要求されている。前二者の要求を満たすためには鉄鋼材料を高強度・高延性のものとする必要があり、資源のリサイクル性は、前記高強度・高延性を合金元素の添加によることなく、普通低炭素鋼を用いて達成することが望ましい。前記鋼材に要求される高度な特性を満たすために、いくつかのプロジェクトが設立されている。これらのプロジェクトでは、スーパーメタル（または超鉄鋼）プロジェクトと称して、現在の「４００ＭＰａ級組成鋼」を結晶粒径１μｍ以下の超微細結晶粒化を実現して、前記２倍の強度「８００ＭＰａ」を持ち、延性があり，かつ溶接し易いフェライト組織鋼を作ろう、というものである。当該分野において、鋼のフェライト結晶粒径の微細化による強度の向上にはホールペッチ（Ｈａｌｌ−Ｐｅｔｃｈ）の関係が成り立つこと、すなわち、鋼のフェライト結晶径を細かくすることにより降伏応力と引張強さが上昇すること、またこれと同時に靱性が向上することが知られている。しかし、一般に引張試験における伸びが低下するという問題がある。
【０００３】
ＣＡＭＰ−ＩＳＩＪＶｏｌ．１１（１９９８）１０３１−１０３４には、溶接容易な４００ＭＰａ級の組成鋼から、強度を８００ＭＰａ級に上昇させた鋼を得ることの検討の中で、フェライト−炭化物組織で粒径１μｍ以下を達成することを目標とすることが記載されている。そして、その目標を達成するための具体的手段として、厚さ８ｍｍの試料をオーステナイト化処理（１１００℃、６０秒）後、水冷してマルテンサイト組織を得、これに６４０℃で２軸熱間圧延（全圧下率９０％）を施した鋼材のフェライト組織は等軸微細化して、公称粒径が０．７７μｍとなり、引張強さが７６０ＭＰａに相当するビッカース硬さ２４５のものが得られたことを報告している。しかしながら、そのバルク鋼材から強度試験用の試験片を作って、直接引張り強度を測定したことの報告はないし、更に伸びについては全く言及していない。また、ここで使用されている鋼材は、焼入性確保のためＭｎ含有量を２．０３％に高めたものである上、マルテンサイト化した鋼材の圧延を６４０℃の熱間で行っている。
【０００４】
更に、前記高強度、高靱性、高延性化の要求を満足する鋼材の開発においては、合金元素を添加する固溶強化法、析出強化法，変態強化法などが研究されているが、合金元素を多量に含むため高価であるし、リサイクル性を悪くする問題がある。そこで合金元素の添加によらない結晶粒の微細化による強化法が研究され報告もあるが、いずれも大ひずみ加工によるものであり、特殊な加工設備を必要とするという問題がある。本発明者等も、出発鋼材組織がフェライト−パーライトのものを用いて、大ひずみ加工である室温ＡＲＢ（繰り返し重ね接合圧延：Accumulative Roll-Bonding）と焼鈍との組合せにより得られる組織と機械的性質の変化を検討したが、大ひずみ加工後もセメンタイトが存在する領域と存在しない領域が混在する不均一な組織となるため、焼鈍時にフェライト粒径が大きく異なる不均一な混粒組織が生成し、所望の高強度、高延性の鋼材を得ることはできなかった。
【０００５】
普通低炭素鋼の超微細フェライト結晶粒組織を実現するのに、マルテンサイト組織から出発するという発想は、超鉄鋼の開発を推進する、ＳＴＸ−２１プロジェクトやスーパーメタルプロジェクトでも使っており、新規なものとは言えない。しかしながら、その方法で実際に引張強さ８００ＭＰａ以上で、均一伸び５％以上，かつ破断伸びが２０％以上の高強度・高延性低炭素鋼は実現されていない。特に、低ひずみ加工により高強度・高延性および高延性の鋼材を得ることの発想は全く存在しない。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
本願発明の課題は、前記所望される特性を持った鋼材を、従来の鋼材の製造工程をあまり変形することなく製造できる方法を提供すること、および前記所望の特性を持つ鋼材を提供することである。前記したように、超微細フェライト結晶粒組織を実現するのに、マルテンサイト組織を出発組織とするという発想は公知である。しかし、焼き入れ性の悪い普通低炭素鋼を製造工程の中で全面的にマルテンサイト組織とすることは困難と考えられていた。本発明者らは、従来の製造工程の変更を少なくして、マルテンサイト鋼を、引張強度が８００ＭＰａ以上であり、均一伸びが５％以上で破断伸びが２０％以上の高強度・高延性普通低炭素鋼材を製造するための原料とするために、先ず、原料マルテンサイトと、その後の処理により得られる鋼材の強度、延性などの特性との関連を検討する中で、オーステナイト結晶粒を粗大化させた後に水冷することにより得られたマルテンサイト相が９０％以上の鋼材は、低ひずみ加工、すなわち、全圧下率２０％以上８０％未満の冷間圧延と焼鈍により前記所望の強度、均一伸び、破断伸びなどの特性を持った高強度・高延性低炭素鋼材を得ることができることを発見して前記課題を解決することができた。すなわち、該低ひずみ加工・焼鈍と該加工・焼鈍に供する特定の鋼材との組み合わせにより、前記課題を解決した。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
本発明の第１は、普通低炭素鋼または０．０１％以下でマルテンサイト変態促進に有効な量のＢを添加した普通低炭素鋼のオーステナイト結晶粒を１００μｍ以上に粗大化させた後に水冷することにより得られたマルテンサイト相が９０％以上の鋼材を全圧下率２０％以上８０％未満の冷間圧延と焼鈍により平均結晶粒径を１．０μｍ以下の超微細結晶粒フェライト組織とする低ひずみ加工・焼鈍して得られた引張強度が８００ＭＰａ以上であり、均一伸びが５％以上で破断伸びが２０％以上である高強度・高靱性低炭素鋼材である。
【０００８】
本発明の第２は、普通低炭素鋼または０．０１％以下でマルテンサイト変態促進に有効な量のＢを添加した普通低炭素鋼のオーステナイト結晶粒を１００μｍ以上に粗大化させた後に水冷することによりマルテンサイト相が９０％以上である鋼材を得、該鋼材を全圧下率２０％以上８０％未満の冷間圧延と５００℃以上６００℃未満の焼鈍により平均結晶粒径を１．０μｍ以下の超微細結晶粒フェライト組織とすることを特徴とする引張強度が８００ＭＰａ以上であり、均一伸びが５％以上で破断伸びが２０％以上である高強度・高延性低炭素鋼材を製造する方法である。
【０００９】
【本発明の実施の態様】
本発明をより詳細に説明する。Ａ．本発明を説明するための、試験方法、測定装置などをまとめて説明する。１，引張試験片の形状はＪＩＳ５号試験片の１／５の大きさ（平行部長さ１０ｍｍ×平行部幅５ｍｍ）である。２，光学顕微鏡、ＴＥＭの観察試料は公知の方法により作成した。
【００１０】
Ｂ、本発明の特徴を図を参照しながら説明する。図１は一般構造用圧延鋼材（ＪＩＳ−ＳＳ４００）（Ｃ０．１３％，Ｓｉ０．０１％，Ｍｎ０．３７％，Ｐ０．０２％，Ｓ０．００４％,ｓｏｌ．Ａｌ０．０４％）の厚さ２ｍｍの熱延版（受入材）を，１０００℃で１５分間オーステナイト化処理してオーステナイト粒径を１００〜２００μｍに粗大化した後に水冷して得られた焼入れ材の縦断面の光学顕微鏡組織写真である。約４％の初析フェライトを含む粗大なマルテンサイト組織である。
【００１１】
図２は図１の焼入れ材を多パス冷間圧延により全圧下率５０％(a)，および７０％(b)まで圧延して得られた冷間圧延材の縦断面の光学顕微鏡組織写真である。旧オーステナイト粒界に析出した初析フェライトが黒いコントラストで観察される。通常、炭素鋼のマルテンサイトは焼入れままでは加工性が悪いとされるが、低炭素鋼マルテンサイト、少なくとも本発明の処方により形成されたものは７０％以上の冷間圧延が可能であることを図２は示している。
【００１２】
図３は図１の焼入れ材、図２の冷間圧延材の引張試験による公称応力-公称ひずみ曲線である。参考のためフェライト-パーライト組織を有する受入れ材の公称応力-公称ひずみ曲線を破線で示した。焼入れにより引張強さは４１０ＭＰａから１１００ＭＰａに上昇し、更に２５％冷間圧延により１３４０ＭＰａ，５０％冷間圧延により１４７０ＭＰａ，７０％冷間圧延により１６４０ＭＰａに上昇している。しかしながら破断伸びは焼入れ材で約１０％、冷間圧延材では約６％である。また冷間圧延材の均一伸びは１％以下である。
【００１３】
図４は図３の５０％冷間圧延材及びそれを各種温度で３０分間焼鈍した焼鈍材の引張試験による公称応力-公称ひずみ曲線である。焼鈍により強度は低下するが，５００℃以上の焼鈍により延性が回復し、５００℃〜５５０℃では強度があまり下がらずに破断伸びと均一伸びが明瞭に増加している。その結果、５５０℃焼鈍材において引張強さ８７０ＭＰａ、０．２％耐力７１０ＭＰａ、破断伸び２１％、均一伸び８％の超高強度・高延性鋼が得られた。
【００１４】
図５は５０％冷間圧延材とその焼鈍材の引張強さ、０．２％耐力、破断伸び、均一伸びと焼鈍温度の関係を示す。破断伸びと均一伸びは焼鈍温度が５２５℃を超えると急激に回復するが、引張強さは５００℃から５５０℃の間で殆ど一定となっている。これが５５０℃において超高強度・高延性鋼が得られた原因である。
【００１５】
図６は５０％冷間圧延・焼鈍材の縦断面のＴＥＭ組織写真である。４００℃焼鈍材(a)の組織は圧延材と同様のマルテンサイトラスに由来する層状組織である。５００℃焼鈍材(b)では等軸形状の粒径１００〜３００ｎｍの超微細結晶粒が広い範囲で観察された。図には示さないが(b)の制限視野回折図形よりこれらの微細等軸粒は大角粒界に囲まれており、サブグレインではないことが明らかになっている。５５０℃焼鈍材も同様の超微細粒組織であるが、６００℃では粒径が数μmまで粗大化した結晶粒と球状に析出したセメンタイトが観察された。このセメンタイトの析出が５００℃以上で起こり、結晶粒成長を抑制することによって、１００〜３００ｎｍの超微細粒組織を発生させ、同時に均一伸びに必要な加工硬化能を賦与したと考えられる。以上のように低炭素鋼マルテンサイトを出発組織として、圧下率５０％という低ひずみ加工と５５０℃焼鈍により超微細フェライト結晶粒組織が得られ、超高強度・高延性低炭素鋼が得られることが明らかとなった。
【００１６】
図７に本発明の鋼であるマルテンサイトの５０％冷間圧延・焼鈍材（○）および従来技術のフェライト＋パーライト組織を出発組織とした大ひずみ加工材（９７％冷間圧延材）（△）の強度−延性バランスを示す。前記したように、フェライト−パーライト組織を出発組織とし大ひずみ加工を行った場合、焼鈍により得られる組織は混粒組織となり、所望の高強度・高延性は得られなかった。これに対して、本発明のマルテンサイトの冷間圧延・焼鈍材では強度−延性バランスは図７から明瞭に分かるように、引張強度８００ＭＰａ以上でかつ破断伸び２０％以上の条件を満たす実験点が得られている。
【００１７】
【発明の効果】
以上述べたように、０．１３％Ｃ普通低炭素鋼（ＪＩＳ-ＳＳ４００）について本発明のマルテンサイト組織を出発組織として５０％冷間圧延後焼鈍を行うと粒径１００〜３００ｎｍの超微細フェライト結晶粒組織が得られ、また５５０℃で３０分間焼鈍において引張強さ８７０ＭＰａで破断伸びが２１％、均一伸び８％と極めて優れた機械的性質を持った鋼が得られる、という優れた効果がもたらされる。
【図面の簡単な説明】
【図１】１０００℃で１５分間オーステナイト化熱処理後水冷した普通低炭素鋼板（ＪＩＳ−ＳＳ４００，厚さ２ｍｍ）の縦断面の光学顕微鏡組織
【図２】普通低炭素鋼（ＪＩＳ−ＳＳ４００）のマルテンサイト組織を出発組織とする冷間圧延材の縦断面の光学顕微鏡組織．(a)５０％冷間圧延，(b)７０％冷間圧延
【図３】普通低炭素鋼（ＪＩＳ−ＳＳ４００）の焼入材と各種圧下率冷間圧延材の公称応力-公称ひずみ曲線
【図４】普通低炭素鋼（ＪＩＳ−ＳＳ４００）のマルテンサイト組織を出発組織とする５０％冷間圧延材，およびそれを各種温度で３０分間焼鈍した材料の公称応力-公称ひずみ曲線
【図５】普通低炭素鋼（ＪＩＳ−ＳＳ４００）のマルテンサイト組織を出発組織とする５０％冷間圧延・焼鈍材の焼鈍温度と機械的性質の関係
【図６】普通低炭素鋼（ＪＩＳ−ＳＳ４００）のマルテンサイト組織を出発組織とする50％冷間圧延・焼鈍材の縦断面のＴＥＭ組織．(a)４００℃，(b)５００℃，(c)５５０℃，(d)６００℃，各温度３０分間焼鈍
【図７】普通低炭素鋼（ＪＩＳ−ＳＳ４００）のマルテンサイト組織を出発組織とし５０％冷間圧延後各種温度で３０分間焼鈍した材料とフェライト+パーライト組織を出発組織としＡＲＢにより９７％冷間圧延後各種温度で３０分間焼鈍した材料の引張強さと破断伸びの関係（強度−延性バランス）の比較[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
In the present invention, ordinary low carbon steel or ordinary low carbon steel with 0.01% or less of B added in an amount effective for promoting martensitic transformation is processed and heat-treated to coarsen austenite crystal grains to 100 μm or more and then water-cooled. give the steel the martensite phase is 90% or more by, cold rolled steel materials in total reduction rate less than 20% or more 80%, strain low as annealed at less than 500 ° C. or higher 600 ° C. processing -A high strength / high ductility low carbon steel material having a tensile strength of 800 MPa or more obtained by annealing, a uniform elongation of 5% or more, and a breaking elongation of 20% or more, and the high strength / high ductility low carbon steel material. It relates to a manufacturing method. In the present specification, the ordinary low carbon steel means that the carbon content is 0.2% or less (in this specification, it means wt% unless otherwise specified), Mn is 1.6% or less, and Si is 0. .5% or less, P is 0.05% or less, and S is 0.05% or less. The ordinary low carbon steel to which a small amount (0.01% or less) of B is added is an amount of B effective to promote martensitic transformation at 0.01% or less in order to improve the hardenability of the ordinary low carbon steel. It is what was added.
[0002]
[Prior art]
Steel materials are required to improve the space utilization by increasing the number of buildings, save energy in automobiles, ships, etc., and improve the recyclability of resources. In order to meet the requirements of the former two, it is necessary to make steel materials of high strength and high ductility, and the recyclability of resources is usually low carbon without adding the alloying elements to the high strength and high ductility. It is desirable to achieve using steel. Several projects have been established to meet the advanced properties required for the steel. In these projects, the super-metal (or super steel) project is called, and the current “400 MPa class composition steel” is realized by ultrafine graining with a crystal grain size of 1 μm or less, and the double strength “800 MPa” is achieved. It is intended to make a ferritic steel that has a ductility and is easy to weld. In this field, the Hall-Petch relationship is established to improve the strength by reducing the ferrite crystal grain size of steel, that is, the yield stress and the tensile strength are reduced by reducing the ferrite crystal diameter of the steel. It is known that it rises and at the same time the toughness improves. However, there is a problem that the elongation in the tensile test is generally lowered.
[0003]
CAMP-ISIJ Vol. 11 (1998) 1031-1034 achieves a grain size of 1 μm or less with a ferrite-carbide structure in the study of obtaining steel having a strength increased to 800 MPa class from easily welded 400 MPa class steel. It has been described goals and be Rukoto that. As a specific means for achieving the target, an 8 mm thick sample was austenitized (1100 ° C., 60 seconds), then cooled with water to obtain a martensite structure, and this was biaxially hot at 640 ° C. The ferritic structure of the rolled steel (total reduction ratio 90%) was refined equiaxed to have a nominal particle size of 0.77 μm and a Vickers hardness of 245 corresponding to a tensile strength of 760 MPa. Has been reported. However, there is no report of making a test piece for strength test from the bulk steel material and measuring the tensile strength directly, and no mention is made of elongation at all. In addition, the steel used here has Mn content increased to 2.03% in order to ensure hardenability, and the martensitic steel is rolled at 640 ° C. hot. .
[0004]
Furthermore, in the development of steel materials that satisfy the requirements for high strength, high toughness, and high ductility, solid solution strengthening methods, alloy precipitation strengthening methods, transformation strengthening methods, and the like are being studied. This is expensive because it contains a large amount, and there is a problem that the recyclability is deteriorated. Therefore, there have been researches and reports on strengthening methods by refining crystal grains that do not involve the addition of alloying elements, but they all involve large strain processing and have the problem of requiring special processing equipment. The present inventors also use a structure having a starting steel material of ferrite-pearlite, and a structure and mechanical properties obtained by a combination of room temperature ARB (Accumulative Roll-Bonding), which is large strain processing, and annealing. However, since a non-uniform structure where cementite is present and non-existent is mixed even after large strain processing, a non-uniform mixed-grain structure with significantly different ferrite grain sizes is generated during annealing. The desired high strength and high ductility steel material could not be obtained.
[0005]
The idea of starting from the martensite structure to realize the ultrafine ferrite grain structure of ordinary low carbon steel is also used in the STX-21 project and super metal project that promote the development of super steel. Not a thing. However, a high strength / high ductility low carbon steel having a tensile strength of 800 MPa or more, a uniform elongation of 5% or more, and a breaking elongation of 20% or more has not been realized by this method. In particular, there is no idea of obtaining a steel material having high strength, high ductility and high ductility by low strain processing.
[0006]
[Problems to be solved by the invention]
An object of the present invention is to provide a method for producing a steel material having the desired characteristics without significantly changing the manufacturing process of a conventional steel material, and to provide a steel material having the desired characteristics. is there. As described above, the idea of using a martensite structure as a starting structure for realizing an ultrafine ferrite crystal grain structure is known. However, it has been considered that it is difficult to make a general low carbon steel with poor hardenability into a martensite structure throughout the manufacturing process. The present inventors reduced the number of changes in the conventional manufacturing process, and the martensitic steel has a high strength and high ductility that has a tensile strength of 800 MPa or more, a uniform elongation of 5% or more, and a breaking elongation of 20% or more. In order to make a raw material for producing low-carbon steel materials, first, austenite grains are coarsened while examining the relationship between raw material martensite and properties such as strength and ductility of the steel material obtained by subsequent processing. the martensite phase of not less than 90% of the steel material obtained by water cooling after the low strain working, i.e., the desired strength by annealing and cold rolling the total reduction rate less than 20% or more 80%, It was discovered that a high strength and high ductility low carbon steel material having characteristics such as uniform elongation and elongation at break could be obtained, and the above-mentioned problems could be solved. That is, the said subject was solved by the combination of this low distortion processing and annealing and the specific steel materials with which it uses for this processing and annealing.
[0007]
[Means for Solving the Problems]
In the first aspect of the present invention, the austenite crystal grains of ordinary low carbon steel or ordinary low carbon steel to which 0.01% or less of an effective amount of B added to promote martensite transformation is coarsened to 100 μm or more and then water-cooled. The steel material having a martensite phase of 90% or more obtained by the above is made into an ultrafine-grained ferrite structure having an average grain size of 1.0 μm or less by cold rolling and annealing with a total rolling reduction of 20% or more and less than 80%. strain processing and annealing to the resulting tensile strength of not less than 800 MPa, elongation at break in a uniform elongation of 5% or more Ru high strength and high toughness low carbon steel der that is 20% or more.
[0008]
In the second aspect of the present invention, the austenite crystal grains of ordinary low carbon steel or ordinary low carbon steel to which 0.01% or less of an effective amount of B added for martensite transformation promotion is coarsened to 100 μm or more and then water-cooled. give the steel the martensite phase is 90% or more by the average crystal grain size by annealing below the steel material to cold rolling and 500 ° C. or higher 600 ° C. of the total rolling reduction below 20% or more 80% 1. A high-strength and high-ductility low-carbon steel material having a tensile strength of 800 MPa or more, a uniform elongation of 5% or more and a breaking elongation of 20% or more, characterized by having an ultrafine-grained ferrite structure of 0 μm or less Is the method.
[0009]
[Embodiments of the present invention]
The present invention will be described in more detail. A. A test method, a measuring apparatus, etc. for explaining the present invention will be described together. 1. The shape of the tensile test piece is 1/5 the size of the JIS No. 5 test piece (parallel portion length 10 mm × parallel portion width 5 mm). 2. Observation samples for optical microscope and TEM were prepared by a known method.
[0010]
B. The features of the present invention will be described with reference to the drawings. 1 shows rolled steel for structural use (JIS-SS400) (C 0.13%, Si 0.01%, Mn 0.37%, P 0.02%, S 0.004%, sol.Al 0.04% ) Of 2 mm thick hot rolled plate (accepting material) at 1000 ° C. for 15 minutes to austenite, coarsen the austenite grain size to 100-200 μm and then water-cooled. It is a microscope structure photograph. It is a coarse martensite structure containing about 4% pro-eutectoid ferrite.
[0011]
2 is an optical micrograph of the longitudinal section of the cold rolled material obtained by rolling the quenched material of FIG. 1 to 50% (a) and 70% (b) of the total reduction by multi-pass cold rolling. is there. Proeutectoid ferrite precipitated at the prior austenite grain boundaries is observed with black contrast. Normally, the martensite of carbon steel is said to have poor workability as it is quenched, but low-carbon steel martensite, at least those formed by the formulation of the present invention, can be cold-rolled by 70% or more. FIG.
[0012]
FIG. 3 is a nominal stress-nominal strain curve obtained by a tensile test of the quenched material of FIG. 1 and the cold rolled material of FIG. For reference, the nominal stress-nominal strain curve of a receiving material having a ferrite-pearlite structure is shown by a broken line. The tensile strength increases from 410 MPa to 1100 MPa by quenching, and further increases to 1340 MPa by 25% cold rolling, 1470 MPa by 50% cold rolling, and 1640 MPa by 70% cold rolling. However, the elongation at break is about 10% for the hardened material and about 6% for the cold rolled material. The uniform elongation of the cold rolled material is 1% or less.
[0013]
FIG. 4 is a nominal stress-nominal strain curve obtained by a tensile test of the 50% cold-rolled material of FIG. 3 and an annealed material obtained by annealing it for 30 minutes at various temperatures. Although the strength is reduced by annealing, the ductility is restored by annealing at 500 ° C. or higher, and the elongation at break and uniform elongation are clearly increased at 500 ° C. to 550 ° C. without significantly decreasing the strength. As a result, an ultrahigh strength / high ductility steel having a tensile strength of 870 MPa, a 0.2% proof stress of 710 MPa, a breaking elongation of 21% and a uniform elongation of 8% was obtained in the annealed material at 550 ° C.
[0014]
FIG. 5 shows the relationship between the tensile strength, 0.2% yield strength, elongation at break, uniform elongation and annealing temperature of a 50% cold rolled material and its annealed material. The elongation at break and uniform elongation recover rapidly when the annealing temperature exceeds 525 ° C, but the tensile strength is almost constant between 500 ° C and 550 ° C. This is the reason why ultra-high strength and high ductility steel was obtained at 550 ° C.
[0015]
FIG. 6 is a TEM micrograph of a longitudinal section of a 50% cold rolled / annealed material. The structure of the 400 ° C. annealed material (a) is a layered structure derived from martensite lath similar to the rolled material. In the 500 ° C. annealed material (b), equiaxed ultrafine crystal grains having a grain size of 100 to 300 nm were observed in a wide range. Although not shown in the figure, it is clear from the limited field diffraction pattern of (b) that these fine equiaxed grains are surrounded by large-angle grain boundaries and are not subgrains. The annealed material at 550 ° C. has a similar ultrafine grain structure, but at 600 ° C., crystal grains coarsened to several μm and cementite precipitated in a spherical shape were observed. This precipitation of cementite occurs at 500 ° C. or higher and suppresses the growth of crystal grains, thereby generating an ultrafine grain structure of 100 to 300 nm and simultaneously imparting work hardening ability necessary for uniform elongation. As described above, starting from low carbon steel martensite, ultrafine ferrite grain structure can be obtained by low strain processing with a reduction rate of 50% and annealing at 550 ° C, and ultrahigh strength and high ductility low carbon steel should be obtained. Became clear.
[0016]
FIG. 7 shows a martensite 50% cold-rolled / annealed material (○), which is the steel of the present invention, and a large strain processed material (97% cold-rolled material) starting from a conventional ferrite + pearlite structure (△) ) Strength-ductility balance. As described above, when large strain processing was performed using a ferrite-pearlite structure as a starting structure, the structure obtained by annealing was a mixed grain structure, and desired high strength and high ductility were not obtained. On the other hand, in the martensitic cold-rolled / annealed material of the present invention, as can be clearly seen from FIG. 7, the experimental point satisfying the conditions that the tensile strength is 800 MPa or more and the breaking elongation is 20% or more. Has been obtained.
[0017]
【The invention's effect】
As described above, when 0.13% C ordinary low carbon steel (JIS-SS400) is annealed after 50% cold rolling using the martensite structure of the present invention as a starting structure, ultrafine ferrite having a particle size of 100 to 300 nm is obtained. An excellent effect is obtained that a crystal grain structure is obtained and a steel having extremely excellent mechanical properties such as an elongation at break of 21% and a uniform elongation of 8% at a tensile strength of 870 MPa when annealed at 550 ° C. for 30 minutes. Brought about.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is an optical microscopic structure of a normal low carbon steel plate (JIS-SS400, thickness 2 mm) of ordinary low carbon steel (JIS-SS400, thickness 2 mm) which has been subjected to austenitizing heat treatment at 1000 ° C. for 15 minutes and then water cooled. FIG. Optical microscope structure of the longitudinal section of a cold rolled material starting from the site structure. (a) 50% cold rolling, (b) 70% cold rolling [Fig. 3] Nominal stress-nominal strain curve of quenching material of various ordinary low carbon steels (JIS-SS400) and various rolling reduction cold rolling materials 【 Fig. 4 Nominal stress-nominal strain curve of 50% cold-rolled steel starting from the martensitic structure of ordinary low carbon steel (JIS-SS400) and materials annealed at various temperatures for 30 minutes. Relationship between annealing temperature and mechanical properties of 50% cold-rolled / annealed material starting from the martensitic structure of ordinary low carbon steel (JIS-SS400) Fig. 6 Martens of ordinary low carbon steel (JIS-SS400) TEM structure of longitudinal section of 50% cold-rolled / annealed material starting from the site structure. (a) 400 ° C., (b) 500 ° C., (c) 550 ° C., (d) 600 ° C., annealing for 30 minutes at each temperature. [FIG. 7] The martensitic structure of ordinary low carbon steel (JIS-SS400) is used as the starting structure. Relationship between tensile strength and elongation at break of materials annealed at various temperatures for 30 minutes after 50% cold rolling and materials annealed at various temperatures for 30 minutes after cold rolling with 97% ARB using ferrite + pearlite structure (strength- Comparison of ductility balance

Claims

普通低炭素鋼または０．０１％以下でマルテンサイト変態促進に有効な量のＢを添加した普通低炭素鋼のオーステナイト結晶粒を１００μｍ以上に粗大化させた後に水冷することにより得られたマルテンサイト相が９０％以上の鋼材を全圧下率２０％以上８０％未満の冷間圧延と焼鈍により平均結晶粒径を１．０μｍ以下の超微細結晶粒フェライト組織とする低ひずみ加工して得られた引張強度が８００ＭＰａ以上であり、均一伸びが５％以上、破断伸びが２０％以上の高強度・高延性低炭素鋼材。Martensite obtained by coarsening austenite crystal grains of ordinary low carbon steel or normal low carbon steel with 0.01% or less of an effective amount of B added to promote martensite transformation to 100 μm or more and then water cooling. It was obtained by low-strain processing of a steel material having a phase of 90% or more to an ultrafine-grained ferrite structure having an average grain size of 1.0 μm or less by cold rolling and annealing with a total rolling reduction of 20% or more and less than 80% . A high strength, high ductility low carbon steel material having a tensile strength of 800 MPa or more, a uniform elongation of 5% or more, and a breaking elongation of 20% or more.

焼鈍を５００℃以上６００℃未満で行うことを特徴とする請求項１に記載の高強度・高延性低炭素鋼材。The high strength / high ductility low carbon steel material according to claim 1 , wherein annealing is performed at 500 ° C. or more and less than 600 ° C.

普通低炭素鋼または０．０１％以下でマルテンサイト変態促進に有効な量のＢを添加した普通低炭素鋼を加工・熱処理し、オーステナイト結晶粒を１００μｍ以上に粗大化させた後に水冷することによりマルテンサイト相が９０％以上である鋼材を得、該鋼材を全圧下率２０％以上８０％未満の冷間圧延と焼鈍により平均結晶粒径を１．０μｍ以下の超微細結晶粒フェライト組織とすることを特徴とする引張強度が８００ＭＰａ以上であり、均一伸びが５％以上、破断伸びが２０％以上の高強度・高延性低炭素鋼材を製造する方法。By processing and heat-treating ordinary low-carbon steel or ordinary low-carbon steel to which B is added in an amount of 0.01% or less and effective in promoting martensitic transformation, the austenite grains are coarsened to 100 μm or more and then cooled with water. give the steel the martensite phase is 90% or more, the steel material a total reduction rate of 20% of less than 8 0% on more than a by annealing cold rolling average grain size less 1.0μm ultrafine grain ferrite A method for producing a high strength and high ductility low carbon steel material having a tensile strength of 800 MPa or more, a uniform elongation of 5% or more, and a breaking elongation of 20% or more.

冷間圧延を全圧下率２０％以上８０％未満で行った後、５００℃以上６００℃未満で焼鈍を行うことを特徴とする請求項３に記載の高強度・高延性低炭素鋼材を製造する方法。After cold rolling with total reduction rate less than 20% or more 80%, high strength and high ductility low carbon steel according to claim 3, characterized in that performing the annealing at lower than 500 ° C. or higher 600 ° C. How to manufacture.