JPH0459941A - 強靭な高強度trip鋼 - Google Patents
強靭な高強度trip鋼Info
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Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
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、ベイナイトと残留オーステナイトを主相とす
る複合組織を有した強靭な高強度鋼に関するものである
。
る複合組織を有した強靭な高強度鋼に関するものである
。
高い硬度が要求される機械構造用部品用の鋼板としては
、従来、高炭素鋼を用いた焼入鋼板やベイナイト鋼板が
多く使用されてきた。しかし、これらの鋼板は、et、
て靭性が乏しく、延性や耐衝撃性の要求される部材に通
用する場合には著しく条件が制約されたり、場合によっ
ては靭性の欠如を部材の寸法の増加で補うために重量の
増加を来していることが少なくなかった。
、従来、高炭素鋼を用いた焼入鋼板やベイナイト鋼板が
多く使用されてきた。しかし、これらの鋼板は、et、
て靭性が乏しく、延性や耐衝撃性の要求される部材に通
用する場合には著しく条件が制約されたり、場合によっ
ては靭性の欠如を部材の寸法の増加で補うために重量の
増加を来していることが少なくなかった。
従来の熱処理綱帯が靭性に乏しいのは、金JI&[I織
がマルテンサイトやベイナイトを主体とする組織である
ことが原因であった。これを解決すべく特公昭58−4
2246号公報には、ベイナイトと残留オーステナイト
の混合組織とすることにより高強度を保ちながら著しく
延性を改善する方法が提案された。この方法によれば引
張強さ (以下TSと記す)が120kgf/ms’級
の場合、従来のベイナイト鋼の全伸びが約10%程度で
あるのに対し、約30%の全伸びが得られるものであり
、産業上非常に有用である。
がマルテンサイトやベイナイトを主体とする組織である
ことが原因であった。これを解決すべく特公昭58−4
2246号公報には、ベイナイトと残留オーステナイト
の混合組織とすることにより高強度を保ちながら著しく
延性を改善する方法が提案された。この方法によれば引
張強さ (以下TSと記す)が120kgf/ms’級
の場合、従来のベイナイト鋼の全伸びが約10%程度で
あるのに対し、約30%の全伸びが得られるものであり
、産業上非常に有用である。
特公昭58−42246号公報に提案された発明によれ
ば、ベイナイト変態の速度がかなり速いために良好な延
性を得るためにはかなり厳密な時間管理が必要であった
0例えば、該公報が開示する化学成分の綱を420°C
で恒温保持してベイナイト変態させた場合、保持時間3
分ではTS、伸び共に良好であるが、保持時間30分で
は伸びが173程度に低下してしまう。したがって、大
量の部品を熱処理する場合や部材寸法が大きい場合には
、該方法では安定した特性を有するものを製造すること
は困難である。
ば、ベイナイト変態の速度がかなり速いために良好な延
性を得るためにはかなり厳密な時間管理が必要であった
0例えば、該公報が開示する化学成分の綱を420°C
で恒温保持してベイナイト変態させた場合、保持時間3
分ではTS、伸び共に良好であるが、保持時間30分で
は伸びが173程度に低下してしまう。したがって、大
量の部品を熱処理する場合や部材寸法が大きい場合には
、該方法では安定した特性を有するものを製造すること
は困難である。
また、該公報が開示する化学成分の鋼帯では160kg
f/ml11”以上のTSを得ようとすると炭素量を成
分範囲のうち上限近くまで高めな(ではならないが、そ
の場合、熱延板を軟化焼鈍する際に黒鉛化を来たしやす
いという問題があった。これはこの鋼の成分系の性質上
Siを多量に含むことも関係している。したがって、こ
の黒鉛化の問題から160kgf/mm”級のTSを得
ることは著しく困難であった。
f/ml11”以上のTSを得ようとすると炭素量を成
分範囲のうち上限近くまで高めな(ではならないが、そ
の場合、熱延板を軟化焼鈍する際に黒鉛化を来たしやす
いという問題があった。これはこの鋼の成分系の性質上
Siを多量に含むことも関係している。したがって、こ
の黒鉛化の問題から160kgf/mm”級のTSを得
ることは著しく困難であった。
本発明は以上のような問題点を解決することを目的とし
たものである。
たものである。
CriJI題点を解決するための手段〕本発明は1重量
%において C:O,4〜1.2%。
%において C:O,4〜1.2%。
S i : 1.2〜3.0%
Mn : 0.3〜1.0%。
Cr : 0.2〜1.5%。
を含有し、場合によってはさらに
Mo : 0.05〜0.5%。
V:0.05〜0.5%。
Nb : 0.01〜0.5%
の1種以上を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物
元素からなる鋼であって、残留オーステナイト相が体積
率で20%から45%存在し残部が実質的に上部ベイナ
イトの金属組織を存した強靭な高強度鋼を徒供するもの
である。
元素からなる鋼であって、残留オーステナイト相が体積
率で20%から45%存在し残部が実質的に上部ベイナ
イトの金属組織を存した強靭な高強度鋼を徒供するもの
である。
本発明は、前記特公昭5B−42246号公報に記載さ
れている鋼成分系に比べて+ CrさらにはMo、V
またはNbを適量配合した点に大きな特徴がありC量も
多量に含有させるものである。これら合金元素の作用効
果については後に詳述するが、要するところ、該公報記
載の方法では強度向上の障害となっていた黒鉛化の問題
がこれらCr * M o + V +Nb等を適量添
加することによって払拭することができ、かつベイナイ
ト変態時に適切な残留オーステナイトを生成するための
時間頭載を長くするコトができ、 T S カ+20
kgf/+m”カら160kgf/mm”級でも延性と
強度のバランスが非常に良好な高強度鋼が安定して得ら
れる。
れている鋼成分系に比べて+ CrさらにはMo、V
またはNbを適量配合した点に大きな特徴がありC量も
多量に含有させるものである。これら合金元素の作用効
果については後に詳述するが、要するところ、該公報記
載の方法では強度向上の障害となっていた黒鉛化の問題
がこれらCr * M o + V +Nb等を適量添
加することによって払拭することができ、かつベイナイ
ト変態時に適切な残留オーステナイトを生成するための
時間頭載を長くするコトができ、 T S カ+20
kgf/+m”カら160kgf/mm”級でも延性と
強度のバランスが非常に良好な高強度鋼が安定して得ら
れる。
〔発明の詳細な
説明による複合組織鋼は、熱延板の軟化焼鈍時に黒鉛化
を生ずる危険性が少なく、かつ恒温保持処理において優
れた強度−延性バランスが得られる保持時間範囲を広く
とれるように改善した点に特徴がある。すなわち、高C
−C−3i−鋼にCr。
を生ずる危険性が少なく、かつ恒温保持処理において優
れた強度−延性バランスが得られる保持時間範囲を広く
とれるように改善した点に特徴がある。すなわち、高C
−C−3i−鋼にCr。
Mo、V、Nb等を適量添加することによって黒鉛化抵
抗を向上させ、さらにベイナイト変態の速度を遅延させ
る点が骨子である。これによれば、熱延板の軟化焼鈍時
の黒鉛化も起こりにりく、安定してベイナイトと残留オ
ーステナイトの混合組織を得ることができ、残留オース
テナイトのTRIP現象(変態誘起塑性: Trans
formation InducedPlastici
ty)によってTSが120〜160kgf/am”級
の鋼でもEl(伸び)が25〜45%の著しく良好な強
度−延性バランスが得られる。
抗を向上させ、さらにベイナイト変態の速度を遅延させ
る点が骨子である。これによれば、熱延板の軟化焼鈍時
の黒鉛化も起こりにりく、安定してベイナイトと残留オ
ーステナイトの混合組織を得ることができ、残留オース
テナイトのTRIP現象(変態誘起塑性: Trans
formation InducedPlastici
ty)によってTSが120〜160kgf/am”級
の鋼でもEl(伸び)が25〜45%の著しく良好な強
度−延性バランスが得られる。
すなわち1本発明の高強度鋼が非常に優れた強靭性を示
すのは残留オーステナイトのTRIP現象によるもので
ある。ヘイナイト変態を起こさせるさいに、残留オース
テナイトを得ることができる理由は次のように説明でき
る。Siを多量に含む炭素鋼を上部ベイナイト域で変態
させた場合。
すのは残留オーステナイトのTRIP現象によるもので
ある。ヘイナイト変態を起こさせるさいに、残留オース
テナイトを得ることができる理由は次のように説明でき
る。Siを多量に含む炭素鋼を上部ベイナイト域で変態
させた場合。
Siが炭化物の生成を抑制する作用を供し、これによっ
て未変態オーステナイト中にベイナイト中の炭素原子が
排出される結果、未変態オーステナイト中の炭素濃度が
上昇し、マルテンサイト変態点(M s点)が室温以下
に低下する。したがって鋼を室温まで冷却してもマルテ
ンサイトは生成せず、ヘイナイト止[7オーステナイト
の混合組織が得られることになる。Siを含まない鋼で
はベイナイト変態の進行と同時に炭化物の析出を伴うの
で、未変態オーステナイト中への炭素原子の濃縮は不充
分で、残留オーステナイトとヘイナイトの混合m織を得
ることができない。
て未変態オーステナイト中にベイナイト中の炭素原子が
排出される結果、未変態オーステナイト中の炭素濃度が
上昇し、マルテンサイト変態点(M s点)が室温以下
に低下する。したがって鋼を室温まで冷却してもマルテ
ンサイトは生成せず、ヘイナイト止[7オーステナイト
の混合組織が得られることになる。Siを含まない鋼で
はベイナイト変態の進行と同時に炭化物の析出を伴うの
で、未変態オーステナイト中への炭素原子の濃縮は不充
分で、残留オーステナイトとヘイナイトの混合m織を得
ることができない。
また、特公昭5B−42246号公報のようにC−C−
3i系の化学成分から成る鋼では、残留オーステナイト
とへイナイトの混合組織を得ることはできても、ベイナ
イト変態の速度が速いために適切な残留オーステナイト
量を制御することが難しい。
3i系の化学成分から成る鋼では、残留オーステナイト
とへイナイトの混合組織を得ることはできても、ベイナ
イト変態の速度が速いために適切な残留オーステナイト
量を制御することが難しい。
したがって、適切な残留オーステナイト量を得るために
はベイナイト変態を抑制し、かつ延性に対して有効な残
留オーステナイトを生成するような適切なその他の合金
元素の選定が必要である。
はベイナイト変態を抑制し、かつ延性に対して有効な残
留オーステナイトを生成するような適切なその他の合金
元素の選定が必要である。
一方、Siは黒鉛化を助長する元素であり、多量の炭素
を含有する調帯の場合には軟化焼鈍時などに黒鉛化を生
ずる危険性が大きいので、これを抑制するために黒鉛化
抑止力の大きい元素を添加しな(ではならない、ただし
、黒鉛化抑止元素はベイナイト組織の靭性を阻害するも
のであってはならない。
を含有する調帯の場合には軟化焼鈍時などに黒鉛化を生
ずる危険性が大きいので、これを抑制するために黒鉛化
抑止力の大きい元素を添加しな(ではならない、ただし
、黒鉛化抑止元素はベイナイト組織の靭性を阻害するも
のであってはならない。
さらに、生成するベイナイトが下部ベイナイトであった
場合、下部ベイナイト自体が上部ベイナイトに比べて硬
いために残留オーステナイトのTRIP現象が有効に働
かないので、上部ベイナイトと 残留オーステナイトと
の混合組織にすることが不可欠である。
場合、下部ベイナイト自体が上部ベイナイトに比べて硬
いために残留オーステナイトのTRIP現象が有効に働
かないので、上部ベイナイトと 残留オーステナイトと
の混合組織にすることが不可欠である。
本発明者等は、これらの点に関する基礎的かつ広範な研
究の結果、C−C−3i−に加えてCr、M。
究の結果、C−C−3i−に加えてCr、M。
V、Nb等を適量添加した銅帯を用いれば、黒鉛化抵抗
を向上させることができ、かつ上部へイナイトT=TJ
域におけるベイナイト変態処理時に、適切な残留オース
テナイトを生成する時間領域が非常に長くなることを見
出し2強度−延性バランスが非常に優れた熱処理特性の
安定した高強度鋼帯が製造できることがわかった。
を向上させることができ、かつ上部へイナイトT=TJ
域におけるベイナイト変態処理時に、適切な残留オース
テナイトを生成する時間領域が非常に長くなることを見
出し2強度−延性バランスが非常に優れた熱処理特性の
安定した高強度鋼帯が製造できることがわかった。
以下に、その合金元素の作用と添加量範囲について個別
に説明する。
に説明する。
Cはオーステナイト安定化元素であり、ベイナイト変態
に不可欠な元素である。その添加量は最終的に生成する
残留オーステナイトHに大きく影響し1 C添加量が0
.4%未満では強度−延性バランスの高い銅帯を製造す
るには不充分である。また、C量が1.2%を超えると
生成する残留オーステナイト量が多すぎてかえって強度
−延性バランスに弊害をもたらす。従って、適切な残留
オーステナイト量を得るためには、CMは0.4〜1.
2%の範囲にする必要がある。なお1本発明では特公昭
58−42246号公報の場合よりもCIを高域まで含
有させることができる。
に不可欠な元素である。その添加量は最終的に生成する
残留オーステナイトHに大きく影響し1 C添加量が0
.4%未満では強度−延性バランスの高い銅帯を製造す
るには不充分である。また、C量が1.2%を超えると
生成する残留オーステナイト量が多すぎてかえって強度
−延性バランスに弊害をもたらす。従って、適切な残留
オーステナイト量を得るためには、CMは0.4〜1.
2%の範囲にする必要がある。なお1本発明では特公昭
58−42246号公報の場合よりもCIを高域まで含
有させることができる。
Siは、炭化物の生成を抑制する元素でありC濃度の高
い安定な残留オーステナイトを得るために不可欠な元素
である。Si量が1.2%未満では上記の効果は希薄で
あり1反対にSi量が3.0%を超えると1 ベイナイ
ト変態が著しく抑制されるばかりでなく、熱間圧延−冷
間圧延等の製造性に著しい困難を伴うようになる。した
がってSi量は1.2〜3.0%の領域に限定する。
い安定な残留オーステナイトを得るために不可欠な元素
である。Si量が1.2%未満では上記の効果は希薄で
あり1反対にSi量が3.0%を超えると1 ベイナイ
ト変態が著しく抑制されるばかりでなく、熱間圧延−冷
間圧延等の製造性に著しい困難を伴うようになる。した
がってSi量は1.2〜3.0%の領域に限定する。
Mnはオーステナイト安定化元素であり、焼入性を向上
させることよってパーライト等の生成を抑止する。しか
し、Mn1iが0.3%未満では焼入性が不充分で、銅
帯の板厚が厚い場合には中心部の冷却速度が遅いために
パーライトなどを生成して充分な残留オーステナイトが
得られなくなる。他方、Mn量が1.0%を趙えても、
ベイナイト変態を抑制して充分なオーステナイトを得ら
れなくなるので、Mn量は0.3〜1.0%に限定する
。
させることよってパーライト等の生成を抑止する。しか
し、Mn1iが0.3%未満では焼入性が不充分で、銅
帯の板厚が厚い場合には中心部の冷却速度が遅いために
パーライトなどを生成して充分な残留オーステナイトが
得られなくなる。他方、Mn量が1.0%を趙えても、
ベイナイト変態を抑制して充分なオーステナイトを得ら
れなくなるので、Mn量は0.3〜1.0%に限定する
。
Crは、熱延板の軟化焼鈍中に起こる黒鉛化を抑制する
作用を供し1かつベイナイト変態による残留オーステナ
イトの生成に支障を及ぼさない。
作用を供し1かつベイナイト変態による残留オーステナ
イトの生成に支障を及ぼさない。
Cr量は黒鉛化を防止するためには最低0.2%は必要
であるが、1.5%を超えて添加しても黒鉛化の抑止に
はそれ以上の効果は望めないばかりか。
であるが、1.5%を超えて添加しても黒鉛化の抑止に
はそれ以上の効果は望めないばかりか。
軟化焼鈍時のセメンタイトの球状化を困難にし。
ベイナイト自体の靭性を劣化させる傾向があるためにC
r量は0.2〜1.5%に限定する。
r量は0.2〜1.5%に限定する。
MoおよびVは、ベイナイトの組織形態を変える元素で
あり、適量添加することによってヘイナイト組織を微細
化し、TSと靭性を高める作用を供する。さらに、■に
はオーステナイト域に加熱した場合のオーステナイト粒
径を微細化する効果もあり、■を適量添加した場合、ベ
イナイト変態を促進することができる。Moは、 0.
05%未満の添加量ではベイナイトの微細化効果は少な
く、また0、5%を越えて添加してもそれ以上の微細化
は望めず、かえって健全なベイナイトの生成に障害をも
たらすために0.05〜0.5%に限定する必要がある
。■は0.05%未満の添加ではへイナイトの微細化効
果は少なく1 また0、50%を越えて添加してもそれ
以上の効果は望めないばかりか、Moの場合と同しくか
えって健全なベイナイトの生成に障害となるために0.
05〜0,5%に限定する必要がある。
あり、適量添加することによってヘイナイト組織を微細
化し、TSと靭性を高める作用を供する。さらに、■に
はオーステナイト域に加熱した場合のオーステナイト粒
径を微細化する効果もあり、■を適量添加した場合、ベ
イナイト変態を促進することができる。Moは、 0.
05%未満の添加量ではベイナイトの微細化効果は少な
く、また0、5%を越えて添加してもそれ以上の微細化
は望めず、かえって健全なベイナイトの生成に障害をも
たらすために0.05〜0.5%に限定する必要がある
。■は0.05%未満の添加ではへイナイトの微細化効
果は少なく1 また0、50%を越えて添加してもそれ
以上の効果は望めないばかりか、Moの場合と同しくか
えって健全なベイナイトの生成に障害となるために0.
05〜0,5%に限定する必要がある。
Nbは、鋼をオーステナイト域に加熱した場合にオース
テナイト粒径を微細化する作用によりヘイナイト変態を
促進し、かつ微細で靭性の貰いヘイナイトを生成させる
作用を供する元素である。
テナイト粒径を微細化する作用によりヘイナイト変態を
促進し、かつ微細で靭性の貰いヘイナイトを生成させる
作用を供する元素である。
しかし、添加量がO,01%未満ではオーステナイト粒
径を微細化する効果は少なくベイナイトの微細化には充
分な効果を発揮しないし、0.5%を越えて添加しても
それ以上の効果は望めないので0.01〜0.5%に限
定する。
径を微細化する効果は少なくベイナイトの微細化には充
分な効果を発揮しないし、0.5%を越えて添加しても
それ以上の効果は望めないので0.01〜0.5%に限
定する。
残留オーステナイトの体積率を20〜45%に限定する
のは以下の理由によるものである。本発明鋼では上部へ
ゴナイト変態時に未変態オーステナイト中G二〇が濃縮
されるので残留オーステナイトが生ずるが、この残留オ
ーステナイトの体積率はベイナイト変態の条件により大
きく変動する。本発明鋼は、残留オーステナイトのTR
IP現象によって延性を獲得するものであるから、引張
性質も当然残留オーステナイトの体積率によって大きく
変動する6残留オーステナイトが20%未満ではTRI
P現象が発揮されず、高強度ではあっても延性、MJ性
の低いものになる。他方、残留オーステナイトの体積率
が45%を超えると、歪誘起変態によって生成したマル
テンサイトがかえって脆化要因になり、高い靭性を得る
ことはできないし、さらにベイナイト変態の進行が不十
分で冷却時にマルテンサイトを住した場合、このような
マルテンサイトは靭性に対して有害であり、高い靭性を
得ることはできない。
のは以下の理由によるものである。本発明鋼では上部へ
ゴナイト変態時に未変態オーステナイト中G二〇が濃縮
されるので残留オーステナイトが生ずるが、この残留オ
ーステナイトの体積率はベイナイト変態の条件により大
きく変動する。本発明鋼は、残留オーステナイトのTR
IP現象によって延性を獲得するものであるから、引張
性質も当然残留オーステナイトの体積率によって大きく
変動する6残留オーステナイトが20%未満ではTRI
P現象が発揮されず、高強度ではあっても延性、MJ性
の低いものになる。他方、残留オーステナイトの体積率
が45%を超えると、歪誘起変態によって生成したマル
テンサイトがかえって脆化要因になり、高い靭性を得る
ことはできないし、さらにベイナイト変態の進行が不十
分で冷却時にマルテンサイトを住した場合、このような
マルテンサイトは靭性に対して有害であり、高い靭性を
得ることはできない。
したがって5本発明鋼の金属組織比率は、残留ベイナイ
トの体積率20〜45%で、かつ母相の大部分が上部ベ
イナイトから構成されていることが重要である。
トの体積率20〜45%で、かつ母相の大部分が上部ベ
イナイトから構成されていることが重要である。
次に本発明の実施例について説明する。
第1表に供試材の化学成分を示した。A、 BC,D
、E、F、G、H,Iは本発明鋼と比較するために使用
した炭素鋼であり、J、に、L、MNは本発明で規定す
る成分範囲内の鋼である。
、E、F、G、H,Iは本発明鋼と比較するために使用
した炭素鋼であり、J、に、L、MNは本発明で規定す
る成分範囲内の鋼である。
第2表に、これらの鋼に対して実施した熱処理の条件を
示した。
示した。
第3表に、第1表の綱に第2表の処理Nα1〜9のいず
れかの熱処理を施した場合の残留オーステナイト量(T
、)と機械的性質を示した。第3表中の例えば試料NC
LA2とは、NαAの鋼に第2表のNα2の熱処理を施
したことを意味する。
れかの熱処理を施した場合の残留オーステナイト量(T
、)と機械的性質を示した。第3表中の例えば試料NC
LA2とは、NαAの鋼に第2表のNα2の熱処理を施
したことを意味する。
第3表の結果から以下のことが明らかである。
A2はCSi、Mn以外の元素を添加しない鋼であり1
軟化焼鈍時に黒鉛化を起こしてしまったために強度が低
い。
軟化焼鈍時に黒鉛化を起こしてしまったために強度が低
い。
Blと82は炭素量が過少であるため強度が低く、他方
、C1,C2およびC3は炭素量が過多であるために残
留オーステナイト量が多すぎたり。
、C1,C2およびC3は炭素量が過多であるために残
留オーステナイト量が多すぎたり。
C量が多いためにベイナイト変態が抑制されてマルテン
サイトが生じたりするために1強度は高いが靭性が低い
。
サイトが生じたりするために1強度は高いが靭性が低い
。
D2はSi量が過少であるためにベイナイト変態に伴っ
て残留オーステナイトが生成しないので靭性が低い。
て残留オーステナイトが生成しないので靭性が低い。
F2はMn量が過多であるためにベイナイト変態が抑制
されるとともに、靭性に有害な不安定な残留オーステナ
イトが生成するために靭性が低い。
されるとともに、靭性に有害な不安定な残留オーステナ
イトが生成するために靭性が低い。
F2はCr1lが過多であるためにベイナイト自体の靭
性が低下し靭性が低い。またG2はCr量が過少であり
、黒鉛化を来たしてしまったために強度が低い。
性が低下し靭性が低い。またG2はCr量が過少であり
、黒鉛化を来たしてしまったために強度が低い。
F2はV量が過多であるために健全なヘイナイト組織が
生成せず靭性が低い。
生成せず靭性が低い。
1mはMoが過多であるために健全なヘイナイト組織が
生成せず靭性が低い。
生成せず靭性が低い。
これに対し1本発明で規定する化学成分範囲のJ K
、LlM、N、Oの綱に2表示の熱処理したJ2〜J5
.に1〜に3. F2. M2. N2O203のもの
は、いずれも強度と靭性がともに高い。またMo、V、
Nbを添加した鋼であるKL MtJAは25%以上
の伸びを維持しなからJlと比べてTSが高<、Mo、
V、Nbの添加によって伸びを犠牲にすることな(TS
が向上することが明らかである。また、同じに綱に対し
ベイナイト処理時間10分であるKlと、ヘイナイト処
理時間60分であるに3とが、ともに良好な強度と靭性
を示している。すなわち本発明の鋼においては高い強度
と靭性が得られるベイナイト変態処理時間の領域が非常
に長く、熱処理安定性が極めて優れていることが明らか
である。
、LlM、N、Oの綱に2表示の熱処理したJ2〜J5
.に1〜に3. F2. M2. N2O203のもの
は、いずれも強度と靭性がともに高い。またMo、V、
Nbを添加した鋼であるKL MtJAは25%以上
の伸びを維持しなからJlと比べてTSが高<、Mo、
V、Nbの添加によって伸びを犠牲にすることな(TS
が向上することが明らかである。また、同じに綱に対し
ベイナイト処理時間10分であるKlと、ヘイナイト処
理時間60分であるに3とが、ともに良好な強度と靭性
を示している。すなわち本発明の鋼においては高い強度
と靭性が得られるベイナイト変態処理時間の領域が非常
に長く、熱処理安定性が極めて優れていることが明らか
である。
しかし1本発明で規制する化学成分をもつJ。
に、M、N、0の場合でも、複合組織中の組織比率が本
発明で規制する範囲から外れると、j6゜J8.J9.
に6.L6.M6に見られるようにいずれも靭性が低く
なる。組織比率(17量=20〜45%))が本発明の
範囲から外れるに至った原因は、不適切な熱処理を施し
たことにある。例えばJ6はベイナイト変態時間が短く
、ヘイナイトの生成が不十分であったために靭性が低い
。j7はベイナイト変態の時間が長すぎたためにT8が
減少して靭性が低い。J8.、J9は変態温度が高すぎ
たり低すぎたりして靭性に有利な上部ヘイナイトと16
の混合組織が生成しなかったために靭性が低い、に6.
L6.M6はへイナイト変態処理時間が短すぎたために
ベイナイトの生成が不十分で、靭性が低い。
発明で規制する範囲から外れると、j6゜J8.J9.
に6.L6.M6に見られるようにいずれも靭性が低く
なる。組織比率(17量=20〜45%))が本発明の
範囲から外れるに至った原因は、不適切な熱処理を施し
たことにある。例えばJ6はベイナイト変態時間が短く
、ヘイナイトの生成が不十分であったために靭性が低い
。j7はベイナイト変態の時間が長すぎたためにT8が
減少して靭性が低い。J8.、J9は変態温度が高すぎ
たり低すぎたりして靭性に有利な上部ヘイナイトと16
の混合組織が生成しなかったために靭性が低い、に6.
L6.M6はへイナイト変態処理時間が短すぎたために
ベイナイトの生成が不十分で、靭性が低い。
以上の実施例からも明らかなように1本発明によればT
Sが120〜160kgf/m+n”の伸びで25%以
上で靭性に優れた鋼が桿供される。
Sが120〜160kgf/m+n”の伸びで25%以
上で靭性に優れた鋼が桿供される。
Claims (2)
- (1)重量%において、 C:0.4〜1.2%、 Si:1.2〜3.0%、 Mn:0.3〜1.0%、 Cr:0.2〜1.5%、 を含有し残部がFeおよび不可避的不純物元素からなる
鋼であって、残留オーステナイト相が体積率で20%か
ら45%存在し残部が実質的に上部ベイナイトの金属組
織を有した強靭な高強度鋼。 - (2)重量%において、 C:0.4〜1.2%、 Si:1.2〜3.0%、 Mn:0.3〜1.0%、 Cr:0.2〜1.5%、 を含有し、さらに、 Mo:0.05〜0.5%、 V:0.05〜0.5%、 Nb:0.01〜0.5% の1種以上を含有し残部がFeおよび不可避的不純物元
素からなる鋼であって、残留オーステナイト相が体積率
で20%から45%存在し残部が実質的に上部ベイナイ
トの金属組織を有した強靭な高強度鋼。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP16842290A JP3253068B2 (ja) | 1990-06-28 | 1990-06-28 | 強靭な高強度trip鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP16842290A JP3253068B2 (ja) | 1990-06-28 | 1990-06-28 | 強靭な高強度trip鋼 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH0459941A true JPH0459941A (ja) | 1992-02-26 |
JP3253068B2 JP3253068B2 (ja) | 2002-02-04 |
Family
ID=15867833
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP16842290A Expired - Lifetime JP3253068B2 (ja) | 1990-06-28 | 1990-06-28 | 強靭な高強度trip鋼 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JP3253068B2 (ja) |
Cited By (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
GB2462197A (en) * | 2008-07-31 | 2010-02-03 | Secr Defence | A super bainite steel |
JP2017057458A (ja) * | 2015-09-16 | 2017-03-23 | 新日鐵住金株式会社 | 高強度低合金鋼材 |
DE112016002733T5 (de) | 2015-06-18 | 2018-04-19 | Baoshan Iron & Steel Co.,Ltd. | Ultrahochfester und ultrahochzäher Verrohrungsstahl, Ölverrohrung und Herstellungsverfahren davon |
WO2021227921A1 (zh) | 2020-05-11 | 2021-11-18 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种高强度抗挤毁石油套管及其制造方法 |
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---|---|---|---|---|
CN102912219A (zh) * | 2012-10-23 | 2013-02-06 | 鞍钢股份有限公司 | 一种高强塑积trip钢板及其制备方法 |
-
1990
- 1990-06-28 JP JP16842290A patent/JP3253068B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (9)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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GB2462197A (en) * | 2008-07-31 | 2010-02-03 | Secr Defence | A super bainite steel |
WO2010013054A3 (en) * | 2008-07-31 | 2010-05-27 | The Secretary Of State For Defence | Super bainite steels and methods of manufacture thereof |
GB2462197B (en) * | 2008-07-31 | 2010-09-22 | Secr Defence | Bainite steel and methods of manufacture thereof |
JP2011529530A (ja) * | 2008-07-31 | 2011-12-08 | イギリス国 | ベイナイト鋼およびその製造方法 |
EP2410070A1 (en) * | 2008-07-31 | 2012-01-25 | The Secretary Of State For Defence | Bainite steel and methods of manufacture thereof |
US8956470B2 (en) | 2008-07-31 | 2015-02-17 | The Secretary Of State For Defence In Her Britannic Majesty's Government Of The United Kingdom Of Great Britain And Northern Ireland | Bainite steel and methods of manufacture thereof |
DE112016002733T5 (de) | 2015-06-18 | 2018-04-19 | Baoshan Iron & Steel Co.,Ltd. | Ultrahochfester und ultrahochzäher Verrohrungsstahl, Ölverrohrung und Herstellungsverfahren davon |
JP2017057458A (ja) * | 2015-09-16 | 2017-03-23 | 新日鐵住金株式会社 | 高強度低合金鋼材 |
WO2021227921A1 (zh) | 2020-05-11 | 2021-11-18 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种高强度抗挤毁石油套管及其制造方法 |
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JP3253068B2 (ja) | 2002-02-04 |
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