JPS59211533A - 延性の優れた低降伏比複合組織鋼板の製造方法 - Google Patents
延性の優れた低降伏比複合組織鋼板の製造方法Info
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- JPS59211533A JPS59211533A JP8557183A JP8557183A JPS59211533A JP S59211533 A JPS59211533 A JP S59211533A JP 8557183 A JP8557183 A JP 8557183A JP 8557183 A JP8557183 A JP 8557183A JP S59211533 A JPS59211533 A JP S59211533A
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- steel
- steel plate
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-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
- C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
- C21D1/185—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering from an intercritical temperature
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】
本発明は、延性に優れた低降伏比複合組織鋼板の製造方
法に関するものである。
法に関するものである。
近年、自動車産業等の分野において、省エネルギー省資
源の観点か−ら、軽量化の一環として種々の高張力鋼板
の採用が検討されつつある。このような高張力鋼板のう
ち、成型加工時に軟質で加工しやすく、また延性に優れ
た鋼板として、低降伏比複合組織鋼板が注目されている
。一般に、低降伏比複合組織鋼板は、軟質なフェライト
相の中に硬質なマルテンサイト相が、強度レベルに応じ
て体積率で約２０％程度まで分散混合した金属組織を有
するものである。この種の鋼板にあっては、マルテンサ
イト相が鋼の強化に関与し、フェライト相が鋼に延性を
与える役割を果しておシ、マルテンサイト相の体積率を
減少させるほど強度は低下するが延性は向上すると一般
に考えられていた。
源の観点か−ら、軽量化の一環として種々の高張力鋼板
の採用が検討されつつある。このような高張力鋼板のう
ち、成型加工時に軟質で加工しやすく、また延性に優れ
た鋼板として、低降伏比複合組織鋼板が注目されている
。一般に、低降伏比複合組織鋼板は、軟質なフェライト
相の中に硬質なマルテンサイト相が、強度レベルに応じ
て体積率で約２０％程度まで分散混合した金属組織を有
するものである。この種の鋼板にあっては、マルテンサ
イト相が鋼の強化に関与し、フェライト相が鋼に延性を
与える役割を果しておシ、マルテンサイト相の体積率を
減少させるほど強度は低下するが延性は向上すると一般
に考えられていた。
しかし、鋼板に加工歪を加えて破断に至るまでの挙動に
ついて本発明者らが詳細に調べた結果、マルテンサイト
相の体積率のみが鋼板の延性を左右しているのではなく
、マルテンサイト相の分散状態も延性に大きく影響して
いることがわかった。
ついて本発明者らが詳細に調べた結果、マルテンサイト
相の体積率のみが鋼板の延性を左右しているのではなく
、マルテンサイト相の分散状態も延性に大きく影響して
いることがわかった。
すなわち、マルテンサイト相が母相であるフェライト相
の中に均一に分散している場合に比べて、マルテンサイ
ト相が帯状に連なった形態、いわゆる帯状組織を呈して
いる場合は、延性が低下する傾向にあることがわかった
。したがって、低降伏比複合組織鋼板は、強度が高い割
りに延性が良好であるという元来の特徴を持つが、この
特徴を最大限に引き出すためには、先に述べたような延
性を阻害する要因である帯状組織の軽減が重要なポイン
トとなる。しかし、従来の低降伏比複合組織鋼板の鋼成
分の設計において、上記の点を十分に考慮したものは見
当らないため、しばしば帯状組織が出現し延性の劣化を
生じることがあった。
の中に均一に分散している場合に比べて、マルテンサイ
ト相が帯状に連なった形態、いわゆる帯状組織を呈して
いる場合は、延性が低下する傾向にあることがわかった
。したがって、低降伏比複合組織鋼板は、強度が高い割
りに延性が良好であるという元来の特徴を持つが、この
特徴を最大限に引き出すためには、先に述べたような延
性を阻害する要因である帯状組織の軽減が重要なポイン
トとなる。しかし、従来の低降伏比複合組織鋼板の鋼成
分の設計において、上記の点を十分に考慮したものは見
当らないため、しばしば帯状組織が出現し延性の劣化を
生じることがあった。
しかも、今日においては連続鋳造による鋼スラブの製造
法が推進されるようになシ、鋼中元素の不均一性を熱拡
散により均質化して帯状組織を軽減させる役割を持って
いた分塊圧延工程が省略されようとする状況下にあって
は、この帯状組織の軽減のための鋼成分の設計が捷す捷
すその重要性を増している。
法が推進されるようになシ、鋼中元素の不均一性を熱拡
散により均質化して帯状組織を軽減させる役割を持って
いた分塊圧延工程が省略されようとする状況下にあって
は、この帯状組織の軽減のための鋼成分の設計が捷す捷
すその重要性を増している。
そこで本発明者らは、低降伏比複合組織鋼板における帯
状組織の軽重に対する鋼成分すなわち添加合金元素の影
響を知るべく数々の実験を行なった。第１表にその代表
例を示す。実験は、第１表に表示のＣ１Ｍｎ、 Ｓｉ、
Ｃｒ、Ｍｏおよび不可避的不純物を含む鋼を溶製して
２０ｋｇの鋼塊を作製し、この鋼塊を１２５゜°Ｃで２
０分間加熱後熱間鍛造し、さら［１２００℃で１０分間
加熱後熱間圧延して板厚２．０ｍｌの鋼板試料を作製し
た。そしてこれらの鋼板試ｑをＡｍ変態点＋４０℃に加
熱してフェライト＋オーステナイトの２相にしたのち、
空冷して金属組織の観察を行なった。観察において、帯
状組織に注目して各試料につき帯状組織評価点をつけた
。すなわち、帯状組織が全く見られずマルテンサイト相
が均一に分散しているものを１、帯状組織がきわめて明
瞭で々ルチンサイト相が連らなって観察されるものを５
とし、それらの中間段階のものを帯状組織が軽度のもの
から順次２，５．４とした。
状組織の軽重に対する鋼成分すなわち添加合金元素の影
響を知るべく数々の実験を行なった。第１表にその代表
例を示す。実験は、第１表に表示のＣ１Ｍｎ、 Ｓｉ、
Ｃｒ、Ｍｏおよび不可避的不純物を含む鋼を溶製して
２０ｋｇの鋼塊を作製し、この鋼塊を１２５゜°Ｃで２
０分間加熱後熱間鍛造し、さら［１２００℃で１０分間
加熱後熱間圧延して板厚２．０ｍｌの鋼板試料を作製し
た。そしてこれらの鋼板試ｑをＡｍ変態点＋４０℃に加
熱してフェライト＋オーステナイトの２相にしたのち、
空冷して金属組織の観察を行なった。観察において、帯
状組織に注目して各試料につき帯状組織評価点をつけた
。すなわち、帯状組織が全く見られずマルテンサイト相
が均一に分散しているものを１、帯状組織がきわめて明
瞭で々ルチンサイト相が連らなって観察されるものを５
とし、それらの中間段階のものを帯状組織が軽度のもの
から順次２，５．４とした。
この評価の結果を第１表の（ｂ）欄に示した。つぎに、
これらの評価結果をもとに帯状組織の軽重に及ばず合金
元素の影響を、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｏｒ、’Ｍｏの含有量（％
）を指定変数と１し評価点を従属変数として重回帰分析
することによって検討した。ここで、Ｃ含有量は指定変
数からのそいた。これは、帯状組織は鋼の凝固時のミク
ロ偏析に起因しており、そのさいの合金元素の偏析が圧
延後も消滅することなく帯状に延ばされた形で残ったも
のであるが、Ｍｎ１ Ｓｉ、Ｏｒ、Ｍｏのごとき合金元
素に比べて鋼中の拡散が速いＣの偏析は消失しゃすいも
のであυ、Ｃは帯状組織の軽重には本質的に影響しない
からである。
これらの評価結果をもとに帯状組織の軽重に及ばず合金
元素の影響を、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｏｒ、’Ｍｏの含有量（％
）を指定変数と１し評価点を従属変数として重回帰分析
することによって検討した。ここで、Ｃ含有量は指定変
数からのそいた。これは、帯状組織は鋼の凝固時のミク
ロ偏析に起因しており、そのさいの合金元素の偏析が圧
延後も消滅することなく帯状に延ばされた形で残ったも
のであるが、Ｍｎ１ Ｓｉ、Ｏｒ、Ｍｏのごとき合金元
素に比べて鋼中の拡散が速いＣの偏析は消失しゃすいも
のであυ、Ｃは帯状組織の軽重には本質的に影響しない
からである。
この重回帰分析の結果、帯状組織の評価点は次式のＢ値
で示されることが明らかとなった。
で示されることが明らかとなった。
Ｂ値＝１．５Ｘ％Ｍｎ −２，５Ｘ％Ｓｉ＋０．５Ｘ％
０ｒ−２，５×％Ｍｏ＋２．０ 上式を用いた各試料のＢ値を求めた結果を第１表の（Ｃ
）欄に示した。
０ｒ−２，５×％Ｍｏ＋２．０ 上式を用いた各試料のＢ値を求めた結果を第１表の（Ｃ
）欄に示した。
×熱処理において複合組織が得られなかった試料本発明
は以上の帯状組織に対する合金元素の影響に関する知見
を基にしたものであり、その要旨は、重量％において、
Ｃ； ０．．０３〜０．１５％、胤；０．５〜２．０％
、Ｓｉ ； ０．１〜１．５ ％、１．０チ以下のＯｒ
または０．５ ％以下のＭＯの１種または２種、Ａ１；
０．０１〜０．１％、残部がＦｅおよび不可避的不純物
からなる鋼であって、かつ Ｂ値＝１．５Ｘ％Ｍｎ−２，５Ｘ％Ｓｉ ＋ ０．５８
％０ｒ−０，５Ｘ％Ｍｏ＋２．０ の式に従うＢ値が２８５以下となるようなＭｒｒ、Ｓｌ
、ＯｒおよびＭｏの含有量を有する鋼を熱間圧延もしく
はさらに冷間圧延して鋼板となし、この鋼板を（α十γ
）２相共存域の温度に加熱後冷却してフェライトとマル
テンサイトの複合組織にすることを特徴とする延性に優
れた低降伏比複合組織鋼板の製造方法にある。
は以上の帯状組織に対する合金元素の影響に関する知見
を基にしたものであり、その要旨は、重量％において、
Ｃ； ０．．０３〜０．１５％、胤；０．５〜２．０％
、Ｓｉ ； ０．１〜１．５ ％、１．０チ以下のＯｒ
または０．５ ％以下のＭＯの１種または２種、Ａ１；
０．０１〜０．１％、残部がＦｅおよび不可避的不純物
からなる鋼であって、かつ Ｂ値＝１．５Ｘ％Ｍｎ−２，５Ｘ％Ｓｉ ＋ ０．５８
％０ｒ−０，５Ｘ％Ｍｏ＋２．０ の式に従うＢ値が２８５以下となるようなＭｒｒ、Ｓｌ
、ＯｒおよびＭｏの含有量を有する鋼を熱間圧延もしく
はさらに冷間圧延して鋼板となし、この鋼板を（α十γ
）２相共存域の温度に加熱後冷却してフェライトとマル
テンサイトの複合組織にすることを特徴とする延性に優
れた低降伏比複合組織鋼板の製造方法にある。
以下に本発明による鋼の化学成分値の限定理由その他に
ついて説明する。
ついて説明する。
Ｃは複合組織中のマルテンサイト相の体積率を増大させ
、鋼板の強度を高める元素であり、高強度を得るために
は０．０５％以上が必要である。しかし本発明の目的と
する鋼板はその用途において成形加工や溶接などの加工
をうけるが、Ｃが０．１５チ越えて含有さ妨るとこれら
の特性が劣化するため０，１５％を上限と定めた。
、鋼板の強度を高める元素であり、高強度を得るために
は０．０５％以上が必要である。しかし本発明の目的と
する鋼板はその用途において成形加工や溶接などの加工
をうけるが、Ｃが０．１５チ越えて含有さ妨るとこれら
の特性が劣化するため０，１５％を上限と定めた。
Ｍｎは鋼の焼入性を確保してマルテンサイト相を生成さ
せるために必須の元素であり、０．５％以上の含有量を
必要とするが、Ｂ値を増加させ、帯状組織を作シ易い元
素であるため、上限ヲ２．０％とした。
せるために必須の元素であり、０．５％以上の含有量を
必要とするが、Ｂ値を増加させ、帯状組織を作シ易い元
素であるため、上限ヲ２．０％とした。
Ｓｉは固溶強化によりフェライト相を強化して延性を高
める元素であると同時に、Ｂ値を減少させる効果を持つ
元素である。この効果をうるためには０．１％以上の含
有量を必要とするが、１．５％を越えると熱延時のスケ
ール疵の多発を招いて鋼板表面品質を劣化させるため１
．５％ｅ上限とした。
める元素であると同時に、Ｂ値を減少させる効果を持つ
元素である。この効果をうるためには０．１％以上の含
有量を必要とするが、１．５％を越えると熱延時のスケ
ール疵の多発を招いて鋼板表面品質を劣化させるため１
．５％ｅ上限とした。
Ｏｒは焼入性を高めてマルテンサイト相の体積率を増し
強度を高める元素であるが、１．０％を越えて含有した
場合強度が高すぎて十分なｉ性が得られなくなるととも
に、Ｂ値を増加させるため１．０％を上限とした。
強度を高める元素であるが、１．０％を越えて含有した
場合強度が高すぎて十分なｉ性が得られなくなるととも
に、Ｂ値を増加させるため１．０％を上限とした。
ＭｏはＯｒと同様に焼入性を高めて強度を上昇させると
同時にＢ値を減少させるのに有効な元素であるが、多量
に添加しすぎると強度が高すぎて十分な延性が得られな
くなることと、高価な元素であることから、０．５％を
上限とした。
同時にＢ値を減少させるのに有効な元素であるが、多量
に添加しすぎると強度が高すぎて十分な延性が得られな
くなることと、高価な元素であることから、０．５％を
上限とした。
Ａ１は鋼の脱酸のため添加される元素であり脱酸効果を
得るために０．０１％以上が必要であるが、０．１％を
越えて添加すると清浄度の劣化をまねくからＡＩの含有
量は０．０１〜０．１％とした。
得るために０．０１％以上が必要であるが、０．１％を
越えて添加すると清浄度の劣化をまねくからＡＩの含有
量は０．０１〜０．１％とした。
次に前述の式によって定められるＢ値については、本発
明の目的からすれば、帯状組織が全く現われない状態す
なわち帯状組織の評価点１が理想的であるが、この場合
合金元素含有量の制約が大きく、鋼板の強度レベルを調
整するときに実際的な鋼成分の設計が困難なことがある
。軽度の帯状組織が認められても延性を阻害しない範囲
であれば実質的にはそれ程大きな問題はない。すなわち
、後述する実施例で示すように、Ｂ値が２．５以下であ
れば高度−延性バランスが良好となる。この理由により
、Ｂ値の上限を２．５とする。
明の目的からすれば、帯状組織が全く現われない状態す
なわち帯状組織の評価点１が理想的であるが、この場合
合金元素含有量の制約が大きく、鋼板の強度レベルを調
整するときに実際的な鋼成分の設計が困難なことがある
。軽度の帯状組織が認められても延性を阻害しない範囲
であれば実質的にはそれ程大きな問題はない。すなわち
、後述する実施例で示すように、Ｂ値が２．５以下であ
れば高度−延性バランスが良好となる。この理由により
、Ｂ値の上限を２．５とする。
次に実験室および実ラインで行な′：）た実験の実施例
をもって本発明を具体的に説明する。
をもって本発明を具体的に説明する。
第２表に実験に用いた鋼の化学成分を示すが、ａ−ｙ
ｆは本発明範囲内、ｇ−ｊは本発明範囲外で □、ある
。ａ ％ （１およびｇ−Ｊの実験鋼については、２０
ｋｇの小型鋼塊を作製し、１２５０℃で２０分間加熱後
熱間鍛造しさらＶｃ１２ｏｏ℃で１０分間加熱後熱間圧
延して板厚２．０閣の鋼板試料を作製し、これを名調の
Ａｃ、変態点＋４０℃に加熱後空冷した。
ｆは本発明範囲内、ｇ−ｊは本発明範囲外で □、ある
。ａ ％ （１およびｇ−Ｊの実験鋼については、２０
ｋｇの小型鋼塊を作製し、１２５０℃で２０分間加熱後
熱間鍛造しさらＶｃ１２ｏｏ℃で１０分間加熱後熱間圧
延して板厚２．０閣の鋼板試料を作製し、これを名調の
Ａｃ、変態点＋４０℃に加熱後空冷した。
一方、ｅおよびＪは、９０トン転炉で溶製後連続鋳造に
て製造したスラブを１２５０℃で加熱後熱間圧延して板
厚２．６順のコイルを製造し、さらに８圓℃に加熱後空
冷する連続焼鈍を行ない、酸洗して製品とした。また、
ｆはｅおよびＪと同様な工程で熱間圧延コイルを製造し
、これに酸洗と冷間圧延を施して板厚１．０岨のコイル
としたのち、７８０℃に加熱後空冷する連続焼鈍を行な
って製品とした。
て製造したスラブを１２５０℃で加熱後熱間圧延して板
厚２．６順のコイルを製造し、さらに８圓℃に加熱後空
冷する連続焼鈍を行ない、酸洗して製品とした。また、
ｆはｅおよびＪと同様な工程で熱間圧延コイルを製造し
、これに酸洗と冷間圧延を施して板厚１．０岨のコイル
としたのち、７８０℃に加熱後空冷する連続焼鈍を行な
って製品とした。
このようにして作製した実験鋼板の引張試験結果を第３
表に示すが、本発明法によって製造した鋼板は、引張強
さが高いとともに伸びが大きく、比較法によって製造し
た鋼板に比べて明らかに強度−延性のバランス（引張強
さ×伸び）が良好な値を示している。なお比較例ｇにお
いては、Ｂ値ば低いが焼入性が不足しているため降伏比
が８２％と、目的とする低降伏比複合組織鋼板が得られ
ていない。
表に示すが、本発明法によって製造した鋼板は、引張強
さが高いとともに伸びが大きく、比較法によって製造し
た鋼板に比べて明らかに強度−延性のバランス（引張強
さ×伸び）が良好な値を示している。なお比較例ｇにお
いては、Ｂ値ば低いが焼入性が不足しているため降伏比
が８２％と、目的とする低降伏比複合組織鋼板が得られ
ていない。
このようにして本発明法によって製造される低降伏比複
合組織鋼板は高強度とともに高延性をそなえているため
、成形加工の厳しい用途にも十分対応することができる
ことが明らかである。
合組織鋼板は高強度とともに高延性をそなえているため
、成形加工の厳しい用途にも十分対応することができる
ことが明らかである。
第２表
第３表
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 重量％において、Ｏ； ０．０５〜０．１５％、鹿；０
．５〜２．０％、Ｓｉ ； ０．１〜１．５％、１．０
％以下のｃｒまたは０．５％以下のＭＯの１棟捷たは２
種、Ａｌ ； ０．０１〜０，１％、残部がＦｅおよび
不可避的不純物からなる鋼であって、かつ Ｂ値＝ｉ、ｓｘ％Ｍｎ −２，５×％ Ｓｉ＋肌５×％
０ｒ＝０．５Ｘ％Ｍｏ 十、 ２．０ の式に従うＢ値が２．５以下となるようなＭｎ、Ｓｉ、
ＣｒおよびＭ（］の含有量を有する鋼を熱間圧延もしく
けさらに冷間圧延して鋼板となし、この鋼板を（α＋ｒ
）２相共存域の温度に加熱後冷却してフェライトとマル
テンサイトの複合組織呵することを特徴とする延性に優
れた低降伏比複合組織鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8557183A JPS59211533A (ja) | 1983-05-16 | 1983-05-16 | 延性の優れた低降伏比複合組織鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8557183A JPS59211533A (ja) | 1983-05-16 | 1983-05-16 | 延性の優れた低降伏比複合組織鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS59211533A true JPS59211533A (ja) | 1984-11-30 |
Family
ID=13862495
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP8557183A Pending JPS59211533A (ja) | 1983-05-16 | 1983-05-16 | 延性の優れた低降伏比複合組織鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS59211533A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1767659A1 (fr) * | 2005-09-21 | 2007-03-28 | ARCELOR France | Procédé de fabrication d'une pièce en acier de microstructure multi-phasée |
-
1983
- 1983-05-16 JP JP8557183A patent/JPS59211533A/ja active Pending
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1767659A1 (fr) * | 2005-09-21 | 2007-03-28 | ARCELOR France | Procédé de fabrication d'une pièce en acier de microstructure multi-phasée |
| WO2007034063A1 (fr) * | 2005-09-21 | 2007-03-29 | Arcelormittal France | Procede de fabrication d’une piece en acier de microstructure multi-phasee |
| EP2287344A1 (fr) * | 2005-09-21 | 2011-02-23 | ArcelorMittal France | Procédé de fabrication d'un pièce en acier de microstructure munlt-phasée |
| US8114227B2 (en) | 2005-09-21 | 2012-02-14 | Arcelormittal France | Method for making a steel part of multiphase microstructure |
| US10294557B2 (en) | 2005-09-21 | 2019-05-21 | Arcelormittal France | Method for making a steel part of multiphase microstructure |
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