JPH02163343A

JPH02163343A - 構造用高マンガン二相鋼

Info

Publication number: JPH02163343A
Application number: JP31616788A
Authority: JP
Inventors: Nobuzo Terao; 寺尾　宣三
Original assignee: Individual
Current assignee: Individual
Priority date: 1988-12-16
Filing date: 1988-12-16
Publication date: 1990-06-22
Also published as: JPH0569903B2

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。

Description

【発明の詳細な説明】〔産業上の利用分野〕本発明は構造用鋼として機械的性質にすぐれかつ溶接性
の良好な二相組織鋼に関する。

〔従来の技術〕

船体、橋梁、圧力容器、自動車等の一般構造用あるいは
溶接構造用として用いられる圧延鋼材には、機械的強度
にすぐれ、靭性を有すると共に、溶接性がよく、また普
通鋼材のように多量生産が可能であるなどの経済性が必
要とされる。

炭素鋼の強度を向上させるためには、炭素含有量を増加
させるのが最も簡単であるが、炭素量が増すと、伸びや
絞り等の延性が低下し、また、溶接性が劣化する。この
ため、特に溶接性を考慮して低炭素系を基本に珪素、マ
ンガン、ニッケルクローム、銅等の合金元素の１種また
は数種を少量添加して、固溶体強化あるいは結晶微細化
等を利用し、強化を図った低炭素低合金鋼が低合金高張
力鋼（Ｈ３ＬＡ鋼）として多用されるようになっている
。

しかし、圧延のままの非調質状態で用いる低合金高張力
鋼では、フェライトパーライト組織のままで珪素、マン
ガンその他の合金元素を添加して強化を図っているので
引張り強さは６０　ｋｇｆ　７ｍｍ”までが限度とされ
ており、それ以上の強度を有する高張力鋼においては、
さら゛にニッケル、クローム等の合金元素の添加量を増
やし、焼入れ焼戻しを行うことによって、焼戻しマルテ
ンサイト相による引張り強さ１００　ｋｇｆ　／ｆｆｌ
ｌ１１”程度までの強化が図られている。

一方、このような高張力銅環の成分で特別な熱処理によ
ってフェライトマトリックスにマルテンサイト相を分散
させた二相組織からなる鋼が開発され、延性を保持しつ
つ強度を確保し、溶接性も良好であるということで、構
造部品の軽量化用途に注目されている。例えば、引張り
強さ６００ＭＰａで伸び２０％を示す０．０５％Ｃ−０
，０２％Ｓｉ　−０，３２％Ｍｎ−残Ｆｅからなる低合
金高張力鋼を約７９０℃のフェライトとオーステナイト
の二相域で焼鈍してから急冷し、オーステナイトをマル
テンサイトに変えて得られる二相鋼は、引張り強さ６５
０ＭＰａで伸び３０％程度になり、低炭素のため溶接性
も良好である。

〔発明が解決しようとする課題〕

しかしながら、前記高張力鋼等の第一の要求とする高強
度をさらに推進させようとする場合、前記の調質高張力
鋼においては、高価な合金元素の種類及び添加量を増や
す傾向にあるが、延性の犠牲なくその目的を達成するの
は困難であり、また溶接に際しては、溶接割れを発生し
易い。すでに従来の強度レベルのものにおいてさえも、
溶接熱影響部の急熱急冷による硬化そして冷間割れが発
生し易く、このような溶接部の脆化防止のため、予熱を
必要とし、また入熱制限が設けられているという問題が
ある。さらに、前記の低合金二相鋼においても、炭素添
加量を低い値に抑え、ニンゲル、クローム、バナジウム
等の高価な合金元素の種類及び添加量を増やして強度を
確保するようにしているが、急冷処理を含む高価な熱処
理を必要とすることと併せて、得られる性能の割に高価
なものになっており、例えば二相鋼の開発当初に意図さ
れた自動車の軽量化用途即ち車体用薄板としての用途に
は適しないなど、経済性に問題があった。また、上記の
ような合金元素が多くなると、溶接硬化の目安となる炭
素当量が基準量の約０．４％を超えて過大となり、溶接
に際し、溶接熱影響部が硬化して脆化することのため、
実用性のあるこれ以上の高強度合金鋼を得ることは難し
いという問題があった。

従って、本発明は高価な強化合金元素を多く添加する必
要がなく、また調質熱処理が容易で、延性を余り損なう
ことなくさらに高い機械的強度が得られ、しかも溶接性
が良好であり、従って製造コストが安く、実用性の大き
い構造用鋼を提供することを目的とする。

〔課題を解決するための手段〕

上記の目的を達成するため、本発明は、重量％として、
炭素０．０２〜０．５％及びマンガン２．０〜５．０％
を含む構造用筒マンガン二相鋼、好ましくはさらに珪素
０．２〜１．５％を含み、さらに好ましくはさらに加え
てモリブデン、ニオブ、タンタル、タングステン、クロ
ーム、チタン、バナジウム及び硼素からなる群のうちの
１種または２種以上の元素０．０２〜０．５％を含む構
造用筒マンガン二相鋼を提案するものである。

以下、本発明の詳細な説明する。

本発明の高マンガン二相鋼は、原料を転炉、電気炉、高
周波誘導炉等通常の製鋼炉に装入して溶融し、成分調整
を行って鋳造し、これを゛熱間圧延または冷間圧延して
所定形状のものを得、さらにこれに熱処理を施すことに
よって得られる。熱処理は７００〜８００　’Ｃのフエ
ライトオーステナイト二相域に１０分程度保持して焼鈍
したのち、空冷、水焼入れ、油焼入れ等徐冷または急冷
することによって行う。

本発明の高マンガン二相鋼の場合、高マンガン量の含有
により、変態温度Ａ１及びＡ３が著しく低下し、また等
温変態曲、線が長時間側にずれるので、７００〜８００
°Ｃという比較的低い焼鈍温度域からの水焼入れ等の急
冷のみならず、空冷等の徐冷によっても二相鋼を得るこ
とができる。その二相組織は、比較的軟質なフェライト
マトリックス中に硬いマルテンサイト相が細かく針状、
粒状あるいは島状に分散した状態をなしている。本発明
の高マンガン二相鋼はその組織に基いて、高強度で延性
に冨み、焼入れ状態で１，０００ＭＰａ以上の引張り強
さと約２０％以上の破断伸びが容易に得られ、また焼戻
し処理を行うことにより、引張りの強さを７００ＭＰａ
程度に保持しながら４０％以上の破断伸びを持たせるこ
とができる。

本発明の高マンガン二相鋼はまた、典型的な二相鋼の特
徴を備えており、引張り測定で得られる応カー歪み曲線
は連続的であり、急激な降伏現象を表わさず、引張り強
さに対する降伏強さの比即ち降伏応力比も０．４〜０．
７と小さく、良好な冷間加工性を存している。さらに、
僅かな歪みを与えた後、荷重を取り除き、比較的低温度
で短時間加熱すると降伏強さが著しく増加するという歪
み時効性または焼付は硬化性をも有する。

本発明の高マンガン二相鋼はマンガン含有量が高いのに
も拘らず、溶接性にすぐれているのが大きい特徴であり
優れた利点でもある。即ち従来溶接のために鋼の炭素当
量は０．４以下を必要としているが、例えば、本発明の
基本的な二相鋼でもある０、１％Ｃ−３％Ｍｎ−０．５
％Ｓｉ　−Ｆｅ合金の場合、その炭素当量は０．６であ
るにも拘らず、溶接性は良好である。このことはＴＩＧ
溶接及び電子線溶接によっても確かめられている。何れ
の場合も、溶接部はアルゴンガス若しくは真空中で放冷
されるが、この時に得られる溶接部の構造は常にフェラ
イトマトリックス中にマルテンサイト相が細かく分散し
た二相鋼特有の構造を示している。

冷却速度が大であればマルテンサイト相の量は増加する
が、放冷する場合はその容積率は常に全体の５０％以下
である。従って溶接部の機械的強度は高くなるが、依然
としてかなりの延性を保っている。このため、引張り測
定では、溶接作業が順調に行われた試験片の場合、溶接
部外で破断し、溶接しない試験片と略同じ引張り特性を
示す。また、溶接部をさらに７００°Ｃ程度に１０分間
加熱する焼戻し処理を行って空冷すれば溶接部のマルテ
ンサイト相の量は減少し、試験片全体を延性に冨んだ鋼
とすることができる。

次に本発明の高マンガン二相鋼における各元素の含有量
の限定理由について説明する。

炭素は強度を向上させる有用な元素であるが、０．５％
以上では構造用材料としては機械的性質が脆くなりすぎ
るので上限を０．５％とした。また、炭素による強化作
用が認められる０、０２％を下限とした。

マンガンは、本発明においては、炭素と共に、焼入れ性
を向上させると共に得られる二相鋼を強化する最も重要
な基本成分元素であるが、多すぎると残留オーステナイ
ト相が増えて別種の鋼となり、本来の意味の二相鋼では
なくなるし、また脆くなる傾向があるので、経済性をも
考慮し、５％を上限とした。また、他の添加元素による
若干の変動はあるものの、二相域からの空冷によって本
発明の意図する二相組織が得られることと、従来の構造
用のマンガン鋼や前記低合金高張力鋼における上限値が
略１．７％であることを考慮し、特に２％を下限とした
。

珪素は強化作用を有するが、１．５％を越えると却って
強度が低下し、また０、２％を下田ると顕著な強化作用
を示さないので、好適範囲として０．２〜１．５％を採
用した。

モリブデン、タンタル、ニオブ等高融点金属も有力な強
化剤であるが高価な元素であり、また多くなると延性が
得られ難くなるので０．５蛯を上限とし、強化効果の認
められる０、０２％を下限とした。

〔実施例〕

原料としてアームコ鉄、電解マンガン、４％炭素−鉄合
金及びフェロアロイを各種配合して用い、高周波誘導炉
で各種合金鋼を溶製し、アルゴンガス雰囲気下で水冷鋳
型に鋳造し、２ｋｇの鋳塊とした。溶製した合金鋼の成
分を一括して第１表に示す。鋳塊は１，１００″Ｃで２
０時間アルゴンガス流のもとで均質化処理を行い、次に
１，１００°Ｃでの熱間圧延により２０ｍｍの厚塊を５
．５Ｍまで圧減し、さらに冷間圧延で５瞳に圧減したの
ち、９００°Ｃの熱間圧延で４価の平板に圧減し、これ
を常温まで空冷した。この平板から機械切削により厚さ
３ＩｎＩ１１、有効部長さ３２ｍｍ及び幅６．２５ｍｍ
の平板引張り試験片を多数作成し、適宜試験に供した。

第１表ハ」［し合金鋼番号１の鋼の試験片について、予め膨張針によっ
てＡｃ、変態温度とＡｃ＝変態温度を測定したが、それ
ぞれ６８０°Ｃ及び８３０°Ｃであった。合金鋼番号１
の鋼の試験片を２つのグループに分−け、それぞれ７０
０°Ｃ，７５０°Ｃ及び８００°Ｃの温度に１０分間加
熱焼鈍を行った後、第１のグループの試験片は常温まで
空気中における放冷を行い、第２のグループの試験片に
ついては常温の水に焼入れた。

熱処理後の金属組織は、走査電子顕微鏡でフェライトマ
トリックス中にマルテンサイトが分散した二相組繊であ
ることを確認した。さらに試験片は、インストロン試験
機を用いて引張り測定を行い、その引張り測定値は応カ
ー歪み曲線によって求めた。

焼鈍温度と引張り特性即ち強さと伸びとの関係を第１図
に示した。図において、実線は空冷の場合で、点線は水
冷の場合であって、σ８は引張り強さでσえは０．２％
永久伸び降伏強さを示し、Ａ８は破断伸びでＡｕは均−
伸びを示す。

炭素鋼にマンガンを２％以上即ち普通の構造用マンガン
鋼よりも多量に加えることにより、変態温度Ａ、および
Ａ、が著しく低下し、また等温変態曲線が長時間側にず
れることがわかった。このため７００〜８００″Ｃとい
う比較的低温度からの水焼入れなどの急冷のみならず、
空気中での放冷というような徐冷によっても、フェライ
トマトリックス中にマルテンサイト相が細かく分散し、
高強度で延性に冨む二相鋼が容易に得られた。

図に示したように、合金鋼番号１の鋼では、７００’Ｃ
，７５０°Ｃ及び８００″Ｃより空冷した場合には、引
張り強さはそれぞれ約５５０　Ｍ　Ｐａ　、　７００　
Ｍ　Ｐａ及び６５０ＭＰａで、破断伸びはそれぞれ３２
％。

２５％及び２３％が得られた。この鋼を７００°Ｃ１７
５０°Ｃ及び８００″Ｃより室温水に焼入れした場合に
は引張り強さはそれぞれ約８００　Ｍ　Ｐａ　、　９０
０　Ｍ　Ｐａ及び１，１００　ＭＰａと高くなるが、破
断伸びはそれぞれ１９％、１５％及び１０％に低下した
。つまり、本発明の二相鋼においては、強度、延性、加
工性などの機械的特性は成分の調整及び熱処理によって
かなり広い範囲にわたって変化させることができる。

拭狂Ｉ炭素含有量を変えた合金鋼番号２〜５の鋼の試験片を、
上記試験１の場合と同様に、？００″Ｃ，７５０°Ｃ及
び８００°Ｃの温度で１０分間加熱焼鈍したのち、常温
まで空冷した。試験片が二相鋼であることを確認したの
ち、引張り測定を行った。得られた引張り特性即ち強さ
と伸びと鋼中炭素含有量との関係を、前記合金鋼番号Ｉ
の鋼についての結果をも含めて、焼鈍温度別に区別して
第２図（ａ）、　（ｂ）、　（ｃ）に示した。図におい
て、σ８は引張り強さ、σ、は０．２％永久伸び降伏強
さ、ＡＩは破断伸びそしてＡｕは均−伸びを示す。

以上のように、本発明の二相鋼の引張り特性は炭素量に
よっても著しく変化することがわかる。

即ち、炭素量が０．２％以下の場合には延性はかなり大
きく、破断伸びを２０％以上に保持することができた。

炭素量が増加すると強度は増加し、延性は低下する。し
かし、それでも炭素量が０．５％以下では、７００〜７
５０°Ｃからの空冷により、引張り強さを１，２００〜
１，４００　ＭＰａとし破断伸び５％程度の延性をもた
せることができた。

拭駄主珪素含有量を変えた合金鋼番号６〜９の鋼の試験片につ
いて、前記試験１の場合と同様に、７００’Ｃ，７５０
°Ｃ及び８００″Ｃの温度で１０分間加熱焼鈍したのち
、常温まで空冷した。得られた試験片が二相鋼であるこ
とを確認したのち、引張り測定を行った。得られた引張
り特性即ち強さと伸びと鋼中珪素含有量との関係を、前
記合金鋼番号１の鋼についての結果をも含めて、焼鈍温
度別に区別して第３図（ａ）、　（ｂ）、　（Ｃ）に示
した１図において、実線は空冷の場合で、点線は水冷の
場合であって、σ□は引張り強さ、σ、は０．２％永久
伸び降伏強さ、ＡＩは破断伸び、そしてＡｕは均−伸び
を表わす。

以上のように、珪素を０．２％以上添加することによっ
て、破断伸びは若干減少するが、引張り強さは増加する
。即ち珪素含有量０．５〜１．２％の鋼では、７００°
Ｃと７５０°Ｃからの空冷で、破断伸びをそれぞれ２０
％及び１５％に保持しながら、引張り強さは８００ＭＰ
ａ及び１，０００ＭＰａを示した。

また、８００″Ｃからの室温水への焼入れにより、破断
伸びを約１０％に保持しながら引張り強さ１　、０００
Ｍ　Ｐ　ａを示した。

拭狂土モリブテン、ニオブ、タンタル、バナジウム。

チタン、クローム及びタングステンを添加した合金鋼番
号ｌＯ〜１６の鋼の試験片について７００”Ｃ。

７５０°Ｃ及び８００°Ｃにおける１０分間の加熱焼鈍
を行ったのち、合金鋼番号１０及び１３〜１６の鋼の試
験片については空冷と水焼入れを行い、合金鋼番号１１
及び１２の鋼の試験片については空冷を行った。得られ
た試験片は、顕微鏡調査によれば、何れもマルテンサイ
トがさらに微細化して分布した二相組繊を示した。これ
らの試験片について得られた引張り特性即ち強さと伸び
と焼鈍温度との関係を第４図（ａ）、　（ｂ）、　（ｃ
）、　（ｃｔ）、　（ｅ）、　（ｒ）、　（ｇ）ニ示し
た。図において、実線は空冷の場合で点線は水冷の場合
を示し、σ、は引張り強さ、σ、は０．２％永久伸び降
伏強さ、Ａ、Ｉは破断伸び、そしてＡｌＪは均−伸びを
表わす。

即ち、約０．１％Ｃ−約３％Ｍｎ−約０．５％Ｓｉ−残
Ｆｅを基本成分とした鋼に、クロームの場合の約０．３
％の他は、高融点金属を約０．１％添加した鋼では、７
００°Ｃの焼鈍温度からの空冷によって引張り強さ約８
００〜１，０００ＭＰａ及び破断伸び約２０％が得られ
た。焼鈍温度が７５０°Ｃになれば破断伸びは僅かに低
下する程度で、引張り強さはさらに増加した。水焼入れ
したものは、焼鈍温度に応じて破断伸びにおいて若干の
低下を示すが、引張り強さは増加し、８００°Ｃからの
水焼入れでは１２００ＭＰａにも達した。

このように、本発明の二相鋼はモリブデン、ニオブ、タ
ンタル、バナジウム、チタン、クローム。

タングステンその他硼素などの高融点金属を少量添・加
することに′より、フェライトマトリックス中に分散す
るマルテンサイト相は共通的にさらに細かくなり、機械
的強度はさらに増加する。

跋狂工モリブデンまたはバナジウムを添加した合金鋼番号１９
及び１３の鋼のいくつかの試験片を８００℃において１
０分間の焼鈍を行い、室温水に焼入れだのち、その一部
について引張り測定を行い、他についてはさらに、合金
鋼番号１ｇのものについては７００　’Ｃで１時間、合
金鋼番号１３のものについては７００°Ｃで３０分の焼
戻しを行い、室温まで空冷し、引張り測定を行った。合
金鋼番号１９の鋼の場合の焼戻し時間と引張り特性即ち
強さと伸びとの関係を第５図に示した。図においてσ８
は引張り強さ、σ、は０．２％永久伸び降伏強さ、Ａ、
ｌは破断伸び、そしてＡ、は均−伸びを表わす。

以上のように本発明の二相鋼は焼戻し処理により大巾に
延性を向上させることができる。即ち、８００°Ｃから
の焼入れ状態で引張り強さ１，２００ＭＰａ及び破断伸
び１０％を示した二相鋼は、焼戻し処理によって引張り
強さは約７００ＭＰａに減少したが破断伸びは約４０％
と大巾増加を示した。

図示は省略したが、合金鋼番号１３の鋼の場合は焼入れ
状態で１，１５０ＭＰａ及び破断伸び約１３％を示した
が焼戻し処理により引張り強さの約７５０ＭＰａに対し
破断伸びは約３０％に増加した。

跋狂ｌチタンを添加した合金鋼番号１４の鋼の試験片を切断の
上、真空中３回パスによる電子線溶接を施した。放冷後
、引張り測定を行ったところ、試験片は溶接部外で破断
した。

引張り特性値は、０．２％永久伸び降伏強さ５８０ＭＰ
ａ、引張り強さ９１７　Ｍ　Ｐａ　、均−伸び１０．８
％及び破断伸び１８．３％であった。この溶接試験片の
素地金属領域でのマイクロビッカース硬さ２９０及びマ
ルテンサイト容積率３０％に対し、溶接領域でのマイク
ロビッカース硬さは３４０で、マルテンサイト容積率は
４２％を示した。

また、溶接を行わなかった原試験片の引張り特性値は、
０，２％永久伸び降伏強さ５０７　ＭＰａ　、引張り強
さ８９０ＭＰａ、均−伸び１１．３％及び破断伸び１９
．９％であった。

以上のように、溶接領域はマルテンサイト相の増加で若
干硬化したが、マルテンサイト容積率は４２％に止まり
、溶接施工した試験片は、溶接を施さない試験片と、そ
の機械的性質がほとんど同一で、溶接性にすぐれている
ことを示した。

〔発明の効果〕

以上の説明から明らかなように、本発明によれば、次の
ような効果が得られる。

比較的低い７００〜８００°Ｃの焼鈍温度からの空冷の
みで従来の低炭素低合金鋼以上の高強度で延性に富む、
実用上有利な二相鋼が得られる。

高いマンガン含有量に拘らず溶接性が良好で、しかも溶
接部の機械的性質は非溶接部のそれと路間等のものが得
られる。

炭素−マンガンー鉄を基本とした簡単な組成で済み、ま
た珪素を少量添加するだけで延性を損うことなぐ機械的
強度を増加でき、さらにモリブデン、ニオブ、等高融点
金属の少量添加でさらに機械的強度の向上が図れる。

基本的添加成分の炭素及びマンガン、さらに珪素は安価
な元素であり、高価なモリブデン等高融点金属の添加は
少量で済み、また調質が容易なので製造コストが安い。

特に、原料が安く、焼鈍温度からの空冷処理によって高
い強度と延性をもち、かつ溶接性にすぐれた二相鋼が得
られることにより、多量生産が可能な、自動車車体用途
をも含む広範囲の用途に適した、経済性にす゛ぐれた高
強度鋼が得られる。

前記のような比較的低い焼鈍温度からの急冷でさらに高
い強度が得られ、また簡単な焼戻しで大きい延性を得る
ことができる。

二相鋼として特徴的に降伏応力比が小さく、加工に有利
である。

降伏強さは、二相鋼としての歪み時効性を利用し増大を
図ることができる。

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明の高マンガン二相鋼における焼鈍温度と
引張り特性との関係を示す図、第２図（ａ）。（ｂ）、　（Ｃ）は焼鈍温度別に示した本発明の高マン
ガン二相鋼における炭素含有量と引張り特性との関係を
示す図、第３図（ａ）、　（ｂ）、　（Ｃ）は焼鈍温度
別に示した本発明の高マンガン二相鋼における珪素含有
逍と引張り特性との関係を示す図、第４図（ａ）、　（
ｂ）。（Ｃ）、　（ｄ）、　（ｅ）、げ）、（員は本発明の高
マンガン二相鋼における焼鈍温度と引張り特性との関係
を示す図、そして第５図は本発明の高マンガン二相鋼に
おける焼戻し時間と引張り特性との関係を示す図であっ
て、各図共通に、実線は空冷の場合を、点線は水冷の場
合を示し、σ７は引張り強さ、σ５は０．２％永久伸び
降伏強さ、Ａ３は破断伸び、そしてＡ、は均−伸びを示
す線である。第３図第４図（ｄ）（ｅ）第４図（フフパき）

Claims

【特許請求の範囲】

（１）重量％として、炭素０．０２〜０．５％及びマン
ガン２．０〜５．０％を含み、残部は鉄及び不可避不純
物からなることを特徴とする構造用高マンガン二相鋼。
（２）重量％として、炭素０．０２〜０．５％、マンガ
ン２．０〜５．０％及び珪素０．２〜１．５％を含み、
残部は鉄及び不可避不純物からなることを特徴とする構
造用高マンガン二相鋼。
（３）重量％として、炭素０．０２〜０．５％、マンガ
ン２．０〜５．０％及び珪素０．２〜１．５％のほかに
、モリブテン、ニオブ、タンタル、タングステン、クロ
ーム、チタン、バナジウム及び硼素からなる群のうちの
１種または２種以上の元素０．０２〜０．５％を含み、
残部は鉄及び不可避不純物からなることを特徴とする構
造用高マンガン二相鋼。