JPS6330367B2 - - Google Patents
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- JPS6330367B2 JPS6330367B2 JP58147969A JP14796983A JPS6330367B2 JP S6330367 B2 JPS6330367 B2 JP S6330367B2 JP 58147969 A JP58147969 A JP 58147969A JP 14796983 A JP14796983 A JP 14796983A JP S6330367 B2 JPS6330367 B2 JP S6330367B2
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Landscapes
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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、引張強さとして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
組織鋼板を提供し、更には熱延鋼帯又は冷延鋼帯
に対する適正な熱処理により従来において求め得
ない前記特性をもつた複合組織鋼板を経済的に製
造することのできる方法を得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、省質
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
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80〜120Kg
ｆ／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、或いは特開昭55−145121号で代表される
ベイナイトとオーステナイトの２相からなる複合
組織鋼板もしくは特開昭58−107413号で提案され
るマルテンサイト、ベイナイト、オーステナイト
の３相からなる高張力鋼等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又は冷延鋼帯をオーステ
ナイト域に加熱してから650〜750℃に４〜15秒間
保持した後、450〜650℃の温度域内に10〜50秒保
持し、次いで30℃／sec以上の冷却速度で冷却し、
体積分率で10％以上のフエライトと10％以上のオ
ーステナイトを有し、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両者の混合組織と
することを提案するものである。
なお１段目の650〜750℃における保持から２段
目の450〜650℃への冷却が余りにおそいとパーラ
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以上とすることが好ましい。又上記
した１段目の保持および２段目における１温度又
は２温度での保持とは略一定温度に保持する、即
ち恒温保持を立前とするものであるが、設備的な
面から来る恒温保持における誤差（約50℃）程度
の温度変動は許容される。例えば２段目保持にお
いて恒温保持炉の入側温度が500℃で出側温度が
450℃という程度の場合は本発明の効果を何等損
うものでない。
上記したような本発明について更に説明する
と、先ず本発明におけ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ると共に鋼
板中に10％以上のフエライトを含ましめることが
できなくなり、更に溶接性を劣化させる。従つて
0.3〜0.65％とした。
Siは、組織に10％以上のフエライトを短時間に
析出させるためには0.7％以上が必要であり、一
方溶接性、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。
本発明における鋼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ものは、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。
即ち第１図は本発明を満足する成分鋼である鋼
Ａ、Ｂ、Ｅ、Ｇ（後述の実施例１における第１表
中に記載のもの）を用いて、オーステナイト域に
加熱後、本発明で規定する製造方法の範囲内で冷
却条件を種々に変化し、得られた組織中のフエラ
イト及びオーステナイトの体積分率とその機械的
性質の１例としての引張強さ（TS：Kgｆ／mm2）
と伸び（El：％）の積であるTS×Elの関係を示
したものであつて、なおフエライトおよびオース
テナイト以外の組織はベイナイト又はマルテンサ
イトである。即ちこの第１図から明かなように体
積分率でフエライトが10％以上、オーステナイト
が10％以上の領域においては顕著に優れたTS−
Elバランスが得られるもので、このような技術的
に新しい事実の確認により斯かる組織形態を本発
明における基本的構成要件としたものである。
上記のようにベイナイト又はマルテンサイトの
何れか又はそれら両者の混合組織に、10％以上の
フエライトと、10％以上のオーステナイトを混合
させることにより加工性が１段と優れるのはオー
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、強度はベイナイト及
び、又はマルテンサイトで補い合う結果と考えら
れる。
次に本発明における製造方法の熱処理条件の限
定理由について述べるが、これらは何れも上記し
たような組織の適正化を目的として規定されたも
のである。
即ち本発明による製造方法では、前記のような
成分を有する熱延鋼帯又は冷延鋼帯を用い、これ
をオーステナイト域に加熱し、その後１段目の保
持として650〜750℃で４〜15秒の保持を行うので
あるが、これは前述した組織適正化の要件である
体積分率で10％以上のフエライトを析出せしめる
ためのものである。蓋し保持温度が650℃未満で
はフエライトの析出速度がおそく、かつベイナイ
ト変態が始まることになり、又750℃以上では現
実の生産ラインで採り得る保持時間内でフエライ
トが殆んど析出しないことになり、何れの場合も
組織に10％以上のフエライトを混合させることが
できない。保持時間についても同様であつて、４
秒以下の保持では如何なる保持温度で保持しても
10％以上のフエライト析出がみられず、逆に15秒
を超えた保持を行うとパーライトが析出して硬
質、低延性となり、急激に加工性劣化を来す。従
つて10％以上のフエライトを析出せしめ、組織の
適正化を図るためには１段目の保持として650〜
750℃で、４〜15秒の保持を必要とする。
この１段目の保持の後に、450〜650℃の温度域
内で１温度又は２温度以上で10〜15秒（２温度以
上のときは合計）の保持を行うが、このような２
段目（ないしそれ以降）の保持温度、保持時間に
ついての限定理由は以下の如くである。即ち第２
図として前記した鋼Ａを用い、900℃に加熱しオ
ーステナイト単相とした後、700℃で10秒の１段
目保持を施してから20秒間、種々の温度で１回保
持し、その後100℃／secで冷却した場合の保持温
度とT.SおよびTS×Elの関係を示したが、この
第２図から明かなように保持温度が450℃未満、
もしくは650℃以上では急激にTS×Elが減少し、
TS−Elのバランスが劣化することは明かである。
これらの場合、700℃で10秒間の保持によりフエ
ライトが10数％生成するが、２段目保持の温度が
450℃以下では保持温度への急冷段階で、700℃保
持での未変態オーステナイトがマルテンサイトと
なり最終的にフエライトと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℃以上となると、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。それらの中間における保持温度では、保
持中のベイナイト生成に伴い、未変態オーステナ
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となり、優れたTS−Elバラ
ンスが得られる。保持時間については鋼Ａを900
℃でオーステナイト化してから700℃で10秒保持
し、続いて500℃で種々の時間保持した後に100
℃／secで冷却した場合の保持時間とTSおよび
TS×Elの関係を第３図に要約して示す。即ち保
持時間が10秒以上50秒以下の範囲で優れたTS×
Elが得られることが明かであり、保持時間が10秒
未満と短かすぎた場合はベイナイト変態が進行し
ないため、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秒以上と保持が長過
ぎた場合は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、何れの場合とも適正
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、或いはフエライト＋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
バランスの悪いものとなる。
この２段目以降の保持として上記したところは
１回の保持であるが、450〜650℃の２温度以上で
保持するときはその保持時間合計が10〜50秒とな
るように保持することにより本質的には450〜650
℃で10〜50秒の１回保持と同様の結果が得られ
る。従つて時間としては合計を10〜50秒と規定し
た。
なお前記したフエライト或いはベイナイト変態
の進行は、成分と温度および時間に支配され、成
分と保持温度により多少最適時間が変動すること
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
以上を規定したのはこのような冷却速度未満では
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、従つて本発明
で目的とするような適正な組織が得られないため
である。
本発明による製造方法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表に示すような鋼Ａ〜Ｈの８種類の鋼
を溶製した。即ち鋼Ａ、Ｂ、Ｅ、Ｇは本発明の成
分を満足する鋼であり、これらに対し鋼Ｃ、Ｄ、
Ｆ、Ｈは比較鋼であつて、鋼ＣはＣが0.3％に達
せず、鋼ＤはＣが0.65％以上であり、鋼ＦはSiが
低く、鋼ＨはMnが低いものである。
The present invention relates to a method for manufacturing a high-strength, high-formability composite-structure steel sheet, and provides a composite-structure steel sheet that has a high tensile strength of 80 Kgf/mm 2 or more and extremely excellent ductility. The object of the present invention is to provide a method for economically producing a composite structure steel sheet having the above-mentioned properties that could not be obtained in the past by applying appropriate heat treatment to a rolled steel strip or a cold rolled steel strip. In the post-oil shock era, social demands for energy conservation and resource conservation have become a pressing need, especially in the industrial world, which consumes a large amount of energy and resources. For example, in recent years in the automobile industry, attempts have been made to introduce high-strength steel sheets that can be made thinner without changing the design strength in order to reduce the weight of car bodies. Recently, high-strength steel sheets with a composite structure consisting of two phases of ferrite and martensite have been increasingly adopted as an alternative to the conventional precipitation hardening type as mentioned above, as they have problems with formability and weldability. be. However, in recent years, social needs have become increasingly diverse, and it is only natural that steel materials are required to have even higher tensile strength without sacrificing workability.
Therefore, to meet such requirements, the tensile strength is 80 to 120 kg.
f/mm 2 , conventional bainitic steel sheets, two-phase bainite and martensite, or composite steel sheets consisting of two phases of bainite and austenite as typified by JP-A No. 55-145121 as ultra-high tensile strength steel materials with high workability. Alternatively, a high tensile strength steel consisting of three phases of martensite, bainite, and austenite has been developed, as proposed in JP-A-58-107413.
It is not necessarily preferable in terms of processability, etc., and has disadvantages such as being uneconomical in terms of production. The present invention was created after repeated studies in view of the above-mentioned circumstances, and is based on wt% (hereinafter simply %
) with C: 0.30-0.65%, SI: 0.7-2.0%,
A hot-rolled or cold-rolled steel strip containing Mn: 0.5-2.0% and the balance consisting of iron and unavoidable impurities is heated to an austenite region and then held at 650-750°C for 4-15 seconds. ℃ temperature range for 10 to 50 seconds, then cooled at a cooling rate of 30℃/sec or more,
It is proposed to have a volume fraction of ferrite of 10% or more and austenite of 10% or more, with the remainder being either bainite or martensite, or a mixed structure of both. Note that if the cooling from the first stage of holding at 650 to 750°C to the second stage of cooling to 450 to 650°C is too slow, pearlite transformation will proceed, so it is preferable that the cooling rate during this period is 50°C/sec or more. . In addition, the above-mentioned holding at the first stage and holding at one or two temperatures in the second stage refers to holding at a substantially constant temperature, that is, holding at a constant temperature. Temperature fluctuations of approximately 50 degrees Celsius are allowed during holding. For example, in the second stage holding, the inlet temperature of the constant temperature holding furnace is 500℃ and the outlet temperature is 500℃.
A temperature of about 450°C does not impair the effects of the present invention in any way. To further explain the present invention as described above, first, the reasons for limiting the composition range of steel components in the present invention are as follows. C is an essential element for strengthening steel, and at least 0.3% is required in order to have austenite remain in the structure at a volume fraction of 10% or more. On the other hand, if it exceeds 0.65%, the steel becomes brittle and it becomes impossible to contain 10% or more of ferrite in the steel plate, which further deteriorates weldability. Accordingly
It was set at 0.3 to 0.65%. Si is required to be at least 0.7% in order to precipitate 10% or more ferrite in the structure in a short time, and on the other hand, it is necessary to set the upper limit to 2.0% from the viewpoint of weldability, deterioration of scale properties, etc. Mn is important as an austenite stabilizing element, and in order to maintain the structure specified in the present invention, that is, 10% or more of austenite, a minimum content of 0.5% or more is required, while Mn containing more than 2.0% is required. The upper limit was set at 2.0% because not only does the effect become saturated, but it also has an adverse effect such as making it easier to form a band-like structure. The steel in the present invention has a chemical composition consisting of iron and inevitable impurities other than the above-mentioned C, si, and Mn. Examples of impurities include P, S, N, and other substances that are generally unavoidably mixed into steel, and 0.1% or less of Al, which is necessary for deoxidation and fixation of nitrogen in steel. S is not particularly specified, but from the viewpoint of emphasizing workability and ductility, it is desirable to reduce S to, for example, 0.005% or less. However, the structure according to the present invention is defined as a mixed structure of 10% or more of ferrite, 10% or more of austenite, and the remainder of either bainite or martensite, or both. The reason for this provision is as follows. That is, FIG. 1 shows that steels A, B, E, and G (listed in Table 1 in Example 1 below), which are component steels satisfying the present invention, are heated to an austenite region, and then the steels according to the present invention are heated. The volume fraction of ferrite and austenite in the obtained structure and the tensile strength (TS: Kgf/mm 2 )
This figure shows the relationship between TS×El, which is the product of elongation (El: %), and the structure other than ferrite and austenite is bainite or martensite. In other words, as is clear from Figure 1, in the region where the volume fraction is 10% or more of ferrite and 10% or more of austenite, TS-
El balance can be obtained, and by confirming this technologically new fact, such a tissue form has been made a basic component of the present invention. As mentioned above, by mixing 10% or more ferrite and 10% or more austenite into either bainite or martensite, or a mixed structure of both, the workability is further improved due to the deformation-induced transformation of austenite. It is thought that the high ductility due to the soft ferrite is superimposed on this effect, and the ferrite and austenite compensate for the ductility, and the bainite and/or martensite compensate for the strength. Next, the reasons for limiting the heat treatment conditions in the manufacturing method of the present invention will be described, but these are all specified for the purpose of optimizing the structure as described above. That is, in the manufacturing method according to the present invention, a hot-rolled steel strip or a cold-rolled steel strip having the above-mentioned components is used, heated to an austenite region, and then heated at 650 to 750°C for 4 to 15 minutes as the first holding stage. This is to precipitate ferrite with a volume fraction of 10% or more, which is a requirement for the optimization of the structure mentioned above. If the holding temperature with the cap is lower than 650℃, the precipitation rate of ferrite will be slow and bainite transformation will begin, and if it is higher than 750℃, almost no ferrite will precipitate within the holding time that can be taken on an actual production line. Therefore, in any case, it is not possible to mix more than 10% ferrite into the structure. The same applies to the retention time, 4
If the holding time is less than 2 seconds, no matter what holding temperature the
If ferrite precipitation of 10% or more is not observed, and on the other hand, holding for more than 15 seconds, pearlite precipitates, resulting in hardness and low ductility, resulting in rapid deterioration of workability. Therefore, in order to precipitate 10% or more of ferrite and optimize the structure, the first stage should be 650~
Requires holding at 750°C for 4-15 seconds. After this first stage of holding, hold for 10 to 15 seconds at one temperature or two or more temperatures (total if two or more temperatures) within the temperature range of 450 to 650℃.
The reasons for limiting the holding temperature and holding time of the stage (or subsequent stages) are as follows. That is, the second
Using steel A as shown in the figure above, it was heated to 900°C to form a single phase of austenite, then held at 700°C for 10 seconds in the first stage, held once at various temperatures for 20 seconds, and then heated to 100°C. The relationship between the holding temperature and TS and TS×El when cooling at /sec is shown, but as is clear from this figure 2, when the holding temperature is less than 450℃,
Or above 650℃, TS×El decreases rapidly,
It is clear that the TS-El balance deteriorates.
In these cases, holding at 700℃ for 10 seconds will produce 10% of ferrite, but if the second stage holding temperature is
At temperatures below 450°C, during the rapid cooling stage to the holding temperature, the untransformed austenite at 700°C becomes martensite and finally becomes a ferrite and martensite structure, resulting in low ductility even if it has high strength. On the other hand, when the holding temperature is 650°C or higher, pearlite transformation occurs during holding, pearlite is mixed into the structure, resulting in low ductility and a rapid decrease in the TS-El balance. At a holding temperature between these, as bainite is formed during holding, C concentration in untransformed austenite progresses, and upon final cooling, some of this austenite becomes mixed in the structure as retained austenite, resulting in an excellent A TS-El balance is obtained. For holding time, steel A is 900
austenitization at 700°C for 10 seconds, followed by holding at 500°C for various times followed by 100°C.
Retention time and TS when cooled at °C/sec
The relationship between TS×El is summarized in Figure 3. In other words, an excellent TS with a retention time of 10 seconds or more and 50 seconds or less
It is clear that El is obtained, and if the holding time is too short (less than 10 seconds), bainite transformation will not proceed, so C will not be enriched in untransformed austenite, and eventually a ferrite + martensitic structure will be formed. On the other hand, if the holding is too long (more than 50 seconds), most of the untransformed austenite will transform into bainite during the holding, and the final structure will be ferrite + bainite, which is the proper ferrite in both cases. + austenite + bainite, ferrite + austenite + martensite, or ferrite + austenite + bainite + martensite structure cannot be obtained, and TS-El
It becomes unbalanced. The holding described above for the second stage and subsequent stages is held once, but when holding at two temperatures or more between 450 and 650°C, holding so that the total holding time is 10 to 50 seconds is required. Essentially 450-650
Similar results are obtained with a single hold of 10-50 seconds at °C. Therefore, the total time was defined as 10 to 50 seconds. The progress of the ferrite or bainite transformation described above is controlled by the components, temperature, and time, and it goes without saying that the optimum time varies somewhat depending on the components and holding temperature. Finally, the final cooling rate after holding is 30℃/sec
The reason for the above stipulation is that if the cooling rate is less than this, bainite transformation will further progress during cooling, the required amount of retained austenite will not be obtained, and therefore the appropriate structure as aimed at by the present invention will not be obtained. It's for a reason. Specific examples of the manufacturing method according to the present invention will be described below. Example 1 Eight types of steels A to H as shown in Table 1 below were melted. That is, steels A, B, E, and G are steels that satisfy the ingredients of the present invention, whereas steels C, D, and
F and H are comparison steels; steel C has a C content of less than 0.3%, steel D has a C content of 0.65% or more, steel F has a low Si content, and steel H has a low Mn content.
【表】
各鋼は溶製後、熱間圧延および冷間圧延によつ
て板厚1.5mmまで圧延し供試材とした。種々の熱
サイクルを採らせた後に引張試験を行つたが、試
験片の形状は総べてゲージ長さ50mmのJIS5号引張
試験片である。又組織の適否を判定するために組
織観察とフエライトおよびオーステナイトの体積
分率の測定を行つた。第２表には第４図に示した
ような900℃でオーステナイト域に加熱後、710℃
で10秒間保持し、次いで500℃で15秒保持した後
に100℃／secで室温まで冷却する熱サイクルによ
る熱処理を施したときの組織中フエライトおよび
オーステナイトの体積分率と引張試験値を示す。[Table] After melting, each steel was hot-rolled and cold-rolled to a thickness of 1.5 mm and used as test materials. Tensile tests were conducted after various thermal cycles, and the test pieces were all JIS No. 5 tensile test pieces with a gauge length of 50 mm. In addition, the structure was observed and the volume fractions of ferrite and austenite were measured to determine the suitability of the structure. Table 2 shows that after heating to the austenite region at 900℃ as shown in Figure 4,
The volume fractions of ferrite and austenite in the structure and the tensile test values are shown when heat treatment is performed by a thermal cycle of holding at 500°C for 10 seconds, then cooling at 100°C/sec to room temperature.
【表】
即ち前記した第４図のような熱履歴を本発明成
分鋼である鋼Ａ、Ｂ、Ｅ、Ｇに適用した場合には
何れも組織に体積分率で10％以上のフエライト
と、10％以上のオーステナイトを含み、TSで80
Kgｆ／mm2以上の高強度であり、かつTS×Elが
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、Ｄ、Ｆ、Ｈにおい
ては同じ熱履歴を与えているにも拘わらず成分が
本発明の範囲を何れかで外れているため組織の適
正化がなされず、高強度ながらもTS×Elが1500
前後と著しく劣つている。即ち鋼ＣではＣが少な
過ぎるためオーステナイトの安定度が不充分で最
終組織中のオーステナイト量が５％と少く、一方
鋼Ｄでは逆にＣが多過ぎるためフエライトの生成
が充分になされず、オーステナイト量は10％以上
あるとしてもフエライト量が７％と不足し組織の
適正化がなされていない。鋼ＦはSi量不足により
フエライトの生成が殆んどなく、それに伴つて未
変態オーステナイトへのＣの濃縮もなく、冷却後
のオーステナイト量が２％と少くて、又Mn量が
少な過ぎる鋼Ｈはオーステナイトの安定性が不充
分となり未変態オーステナイトのベイナイトへの
変態が急速に進行するためオーステナイト量が３
％と少くなつており、何れの場合も体積分率で10
％以上のフエライトと、10％以上のオーステナイ
トを共に含む適正な複合組織を有しておらず、
TS−Elバランスの著しい劣化を来していること
が明かである。
実施例 ２
前記した第１表の鋼Ａを用いて第５図のような
熱処理を施した。即ち900℃でオーステナイト域
に加熱後、T1℃とt1秒保持後、続いてT2℃でt2秒
保持し、その後種々の冷却速度で室温まで冷却し
た。そのときの熱処理条件と、組織中のフエライ
ト、オーステナイトの各体積分率および引張試験
値は次の第３表に示す通りである。[Table] That is, when the thermal history shown in Fig. 4 is applied to steels A, B, E, and G, which are the component steels of the present invention, all of them contain ferrite with a volume fraction of 10% or more in the structure. Contains more than 10% austenite, 80 in TS
High strength of Kgf/mm 2 or more and TS×El
It has an excellent TS-El balance of over 2300.
On the other hand, in steels C, D, F, and H, which are comparative steels, although they have the same thermal history, some of the components are outside the scope of the present invention, so the structure cannot be optimized. Despite its high strength, TS×El is 1500
It is significantly inferior to the front and back. In other words, in steel C, the stability of austenite is insufficient because there is too little C, and the amount of austenite in the final structure is as small as 5%, whereas in steel D, on the other hand, there is too much C, so ferrite is not formed sufficiently, and austenite is Even if the amount is more than 10%, the amount of ferrite is insufficient at 7%, and the organization has not been optimized. Steel F has almost no ferrite formation due to the insufficient amount of Si, and accordingly, there is no concentration of C in untransformed austenite, and the amount of austenite after cooling is as low as 2%, and steel H has an excessively low amount of Mn. The stability of austenite is insufficient and the transformation of untransformed austenite to bainite progresses rapidly, so the amount of austenite is 3.
%, and in both cases the volume fraction is 10
It does not have an appropriate composite structure containing both ferrite and 10% or more of austenite,
It is clear that the TS-El balance has deteriorated significantly. Example 2 Steel A shown in Table 1 above was heat treated as shown in FIG. That is, after heating to an austenite region at 900°C, the material was held at T 1 °C for t 1 second, then held at T 2 °C for t 2 seconds, and then cooled to room temperature at various cooling rates. The heat treatment conditions at that time, the volume fractions of ferrite and austenite in the structure, and the tensile test values are as shown in Table 3 below.
【表】
即ち本発明法であるＡ−１、Ａ−３、Ａ−５は
TSで80Kgｆ／mm2以上と高強度であり、且つTS×
Elがすべて2300以上と、優れたTS−Elバランス
を有している。一方比較法であるＡ−２はT2℃
で保持後の冷却速度が10℃／secと本発明方法の
範囲より外れているため残留オーステナイトがな
く、又Ａ−４の場合は１段目の保持時間が２秒と
本発明法に比し短かい場合で、フエライトが３％
程度しか析出せず、又そのため未変態オーステナ
イトへのＣの濃縮が不充分となり最終的にオース
テナイトの残存量が２％程度しかない。更にＡ−
６は同様に２段目の保持時間が３秒と本発明法よ
り短か過ぎる場合で、ベイナイト変態が進行せ
ず、未変態オーステナイトへのＣの濃縮が起らな
いのでオーステナイト量が４％と組織の適正化は
達成されていない。即ちこれらは強度としては高
くてもTS×Elは1600前後で低く、TS−Elバラン
スの劣化を来している。Ａ−７は、フエライト析
出処理を行なわない従来方法で処理をした例を示
すものであり、ベイナイトとオーステナイトの混
合組織からなるものである。同一成分鋼において
は、このように本発明法よりもフエライト層がな
いだけに高強度であるが、強度−延性のバランス
を示す指標であるTS×El値は、かなり低位にあ
る。又、Ａ−８はＡ−７の組織に更に多量のマル
テンサイトが混在する組織を有する比較例で、超
高張力は達成されるが、伸びの低下が著しく、
TS×El値は1400程度に過ぎない。
実施例 ３
第１表における鋼Ａを用い第６図のような熱処
理を施した。即ち900℃でオーステナイト域に加
熱してからT1℃でt1秒保持し、次の保持をT2℃
でt2秒とT3℃でt3秒と２回に分けて行い、然る後
に100℃／secで室温まで冷却した。そのときの熱
処理条件と組織中に混在するフエライトおよびオ
ーステナイトの体積分率ならびに引張試験値は次
の第４表の通りである。[Table] That is, A-1, A-3, and A-5, which are the methods of the present invention,
High strength of 80Kgf/mm 2 or more in TS, and TS×
They all have an El of 2300 or more, and have an excellent TS-El balance. On the other hand, the comparative method A-2 is T 2 °C
The cooling rate after holding is 10℃/sec, which is outside the range of the method of the present invention, so there is no retained austenite, and in the case of A-4, the holding time of the first stage is 2 seconds, compared to the method of the present invention. In short case, ferrite is 3%
Only a small amount of C is precipitated, and as a result, the concentration of C in untransformed austenite becomes insufficient, and in the end, only about 2% of austenite remains. Furthermore A-
Similarly, No. 6 is a case in which the second stage holding time is 3 seconds, which is too short compared to the method of the present invention, and the bainite transformation does not proceed and the concentration of C in untransformed austenite does not occur, so the austenite amount is 4%. Organizational optimization has not been achieved. That is, although these have high strength, TS×El is low at around 1600, resulting in a deterioration of the TS-El balance. A-7 shows an example treated by a conventional method without ferrite precipitation treatment, and has a mixed structure of bainite and austenite. Steels with the same composition have higher strength than the method of the present invention because they do not have a ferrite layer, but the TS×El value, which is an index showing the balance between strength and ductility, is quite low. In addition, A-8 is a comparative example having a structure in which a larger amount of martensite is mixed in with the structure of A-7, and although ultra-high tensile strength is achieved, the elongation is significantly reduced.
The TS×El value is only about 1400. Example 3 Steel A in Table 1 was heat treated as shown in FIG. 6. That is, after heating to the austenite region at 900 °C, holding at T 1 °C for t 1 second, and then holding at T 2 °C.
This was carried out twice : at t 2 seconds and at T 3 °C for 3 seconds, and then cooled to room temperature at 100 °C/sec. The heat treatment conditions, volume fractions of ferrite and austenite mixed in the structure, and tensile test values are shown in Table 4 below.
【表】【table】
【表】
即ち本発明法であるＡ−９、Ａ−11は何れも
TSで80Kgｆ／mm2以上と高強度であり、又TS×El
が2350前後とTS−Elバランスに優れている。一
方比較法であるＡ−10は２回に分けて行つた保持
時間合計が100秒と本発明方法の上限を超えてお
り、この保持中に未変態オーステナイトが殆んど
ベイナイトに変態してしまい、組織がフエライト
＋ベイナイトとなり、又Ａ−12では２回に分けて
行つた保持の保持温度が680℃と300℃というよう
に本発明で規定する450〜650℃の範囲外であるた
め、第１回目の保持ではパーライトの生成を起
し、又２回目の保持では未変態オーステナイトは
即時にマルテンサイト変態をなし、最終組織のオ
ーステナイト量が10％に達せず、何れも組織の適
正化が達成されず、高強度ながらもTS×Elは
1600以下と低いもので、TS−Elバランスに劣つ
ている。
以上説明したような本発明によれば、加工性に
優れた高強度複合組織鋼板を特別な合金元素を必
要とせずそのオーステナイト域からの冷却条件制
御による組織適正化のみで的確に製造せしめ、又
素材として熱延又は冷延鋼帯の何れをも採用し得
るので製造可能な板幅範囲が広範であり、経済性
や製造適正の面などでもメリツトを有し、工業的
にその効果の大きい発明である。[Table] That is, both A-9 and A-11, which are the methods of the present invention,
High strength of 80Kgf/mm 2 or more in TS, and TS×El
is around 2350 and has an excellent TS-El balance. On the other hand, in the comparative method A-10, the total holding time was 100 seconds, which exceeds the upper limit of the method of the present invention, and most of the untransformed austenite was transformed into bainite during this holding. , the structure is ferrite + bainite, and the holding temperature of A-12, which was held twice at 680°C and 300°C, is outside the range of 450 to 650°C stipulated in the present invention. During the first holding, pearlite is formed, and during the second holding, the untransformed austenite immediately undergoes martensitic transformation, and the amount of austenite in the final structure does not reach 10%, achieving optimization of the structure in both cases. Although the strength is high, TS×El is
It is low, below 1600, and is inferior to the TS-El balance. According to the present invention as described above, a high-strength composite structure steel sheet with excellent workability can be produced accurately without the need for special alloying elements, only by optimizing the structure by controlling cooling conditions from the austenite region, and Since either hot-rolled or cold-rolled steel strip can be used as the material, the width range that can be manufactured is wide, and this invention has advantages in terms of economic efficiency and manufacturing suitability, and has great industrial effects. It is.
図面は本発明の技術的内容を示すもので、第１
図は組織とTS×Elの関係を示した図表、第２図
は保持温度とTSおよびTS×Elの関係を示した図
表、第３図は保持時間とTSおよびTS×Elの関係
を示した図表、第４図は実施例１の熱処理サイク
ル、第５図は実施例２の熱処理サイクル、第６図
は実施例３の熱処理サイクルを夫々示した図表で
ある。
The drawings show the technical content of the present invention, and
The figure shows the relationship between structure and TS x El, Figure 2 shows the relationship between holding temperature and TS and TS x El, and Figure 3 shows the relationship between holding time and TS and TS x El. 4 shows the heat treatment cycle of Example 1, FIG. 5 shows the heat treatment cycle of Example 2, and FIG. 6 shows the heat treatment cycle of Example 3.
Claims (1)
る熱延又は冷延鋼帯をオーステナイト域に加熱し
てから650〜750℃に４〜15秒間保持した後、450
〜650℃の温度域内に10〜50秒保持し、次いで30
℃／sec以上の冷却速度で冷却し、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
を有し、残部がベイナイトおよびマルテンサイト
の何れか一方又は両者の混合組織とすることを特
徴とする高強度高加工性複合組織鋼板の製造方
法。[Claims] 1 Hot-rolled or cold-rolled steel containing 1 C: 0.30 to 0.65 wt%, Si: 0.7 to 2.0 wt%, Mn: 0.5 to 2.0 wt%, with the remainder being iron and inevitable impurities. After heating the band to the austenite region and holding it at 650-750℃ for 4-15 seconds, 450℃
Hold within the temperature range of ~650℃ for 10-50 seconds, then 30
Cooled at a cooling rate of ℃/sec or higher, with a volume fraction of 10
1. A method for producing a high-strength, highly workable composite-structure steel sheet, characterized in that the steel sheet contains 10% or more of ferrite, 10% or more of austenite, and the remainder has a mixed structure of either bainite or martensite, or a mixture of both.
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14796983A JPS6043464A (en) | 1983-08-15 | 1983-08-15 | Steel sheet having high strength, high workability and composite structure and its manufacture |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14796983A JPS6043464A (en) | 1983-08-15 | 1983-08-15 | Steel sheet having high strength, high workability and composite structure and its manufacture |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6043464A JPS6043464A (en) | 1985-03-08 |
| JPS6330367B2 true JPS6330367B2 (en) | 1988-06-17 |
Family
ID=15442191
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP14796983A Granted JPS6043464A (en) | 1983-08-15 | 1983-08-15 | Steel sheet having high strength, high workability and composite structure and its manufacture |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6043464A (en) |
Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS55145121A (en) * | 1979-04-28 | 1980-11-12 | Nisshin Steel Co Ltd | Manufacture of high strength hoop having composite structure |
| JPS58107413A (en) * | 1981-12-19 | 1983-06-27 | Nippon Steel Corp | Manufacture of high tensile strength steel with duplex structure |
-
1983
- 1983-08-15 JP JP14796983A patent/JPS6043464A/en active Granted
Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS55145121A (en) * | 1979-04-28 | 1980-11-12 | Nisshin Steel Co Ltd | Manufacture of high strength hoop having composite structure |
| JPS58107413A (en) * | 1981-12-19 | 1983-06-27 | Nippon Steel Corp | Manufacture of high tensile strength steel with duplex structure |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6043464A (en) | 1985-03-08 |
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