JP2001089811A - 加工用高張力熱延鋼板の製造方法 - Google Patents
加工用高張力熱延鋼板の製造方法Info
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Abstract
れた高張力熱延鋼板を提供する。 【解決手段】 重量%で、C:0.03〜0.30%、Ti:0.03
〜0.30%を含み、かつTi含有量が、Ti≧(0.0026/C)
+0.02(ここに、Ti、C:各元素の含有量(重量%))
を満足する組成を有する鋼素材を、動的再結晶低温域で
の粗圧延と、ついで900 〜1000℃の範囲の温度に加熱す
る再加熱を施したのち、動的再結晶温度低温域での圧下
パスを4パス以上、動的再結晶温度低温域での最終圧下
率を15〜30%とし、圧延終了温度FDTを(Ar3変態点
+30℃)〜(Ar3変態点+100 ℃)の範囲の温度とする
仕上げ圧延を施し、該仕上げ圧延終了後、急冷して巻き
取り、超微細粒組織とする。
Description
用、機械構造用、建築用等の使途に適用して有利な熱延
鋼板に係り、とくに熱延のままで超微細粒を有し、高強
度で、かつ延性、強度−伸びバランス、穴拡げ加工性お
よび溶接部耐疲労特性に優れた熱延鋼板に関する。本発
明における鋼板は、鋼板、鋼帯を含むものとする。
の燃費向上対策の1つとして、車体の軽量化に対する要
求が高い。車体の軽量化のためには、薄肉化を可能とす
る、高強度化した高張力熱延鋼板の使用が指向されてい
る。しかし、一般的に、高強度化に伴い、延性等が低下
するため、加工性が劣化する。このため、高強度化に伴
う延性、耐疲労特性などの劣化を抑え、加工性に優れた
高張力熱延鋼板が要望されていた。また、このような高
張力熱延鋼板は、アーク溶接が施されることが多く、そ
のため、溶接熱影響部の耐疲労特性が高いことも要求さ
れている。
イトを主相とし、マルテンサイト、べイナイト等を第2
相とする複合組織鋼板(デュアルフェーズ鋼板)が提案
されている。このデュアルフェーズ鋼板は、強度−伸び
バランスが優れ高加工性を有し、自動車用部品に好適で
あるが、穴拡げ加工性に劣るという問題を残していた。
て、例えば、特開平10-8138 号公報には、Mn:1.0 wt%
以下、Ti:0.05〜0.30wt%、あるいはTiの全部または1
部に代え、その2倍量のNbを含有する鋼スラブを950 〜
1100℃の温度に加熱し、1パス当たりの圧下率が20%以
上となる圧延を少なくとも2回以上行い、仕上圧延温度
がAr3変態点以上となる熱間圧延を施した後、20℃/s
以上の冷却速度で冷却し、350 〜550 ℃で巻き取り、フ
ェライトと相当量の残留オーステナイトとからなる超微
細粒組織を有する高張力熱延鋼板の製造方法が開示され
ている。特開平10−8138号公報に記載された技術では、
フェライト結晶粒径を3.6 〜10μm 程度に細粒化すると
ともにオーステナイトを5〜20%残留させることによ
り、加工性に優れると共に、穴拡げ性が向上するとして
いる。
0.03〜0.2 wt%、Ti:0.2 wt%以下でかつN、Sと結合
していない有効Ti量が0.05wt%以上を含む組成のスラブ
をAr3 〜950 ℃で粗圧延を終了する工程と、粗圧延さ
れた粗バーに対し、Ti×Cの関数として定義される特定
範囲の温度に再加熱する再加熱処理を施す工程と、再加
熱処理された粗バーをAr3変態点以上の温度で仕上げ圧
延を行い、550 〜650℃で巻き取る工程とを有する、プ
レス成形性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法が開示さ
れている。特開平10-280050 号公報に記載された技術で
は、粗圧延された粗バーに再加熱処理を施すことによ
り、一旦歪誘起析出したTiC を再固溶させ、その後仕上
げ圧延中あるいは圧延後冷却中に微細に再析出させるこ
とができ、、添加したTiを微細化、析出強化に有効に寄
与させ、Tiを多量に添加することなく、高強度かつ高靱
性を図れるとしている。
03〜0.2 wt%、Si:1.0 〜2.5wt %、Mn:0.7 〜3.0wt
%、Ti:0.05〜0.3wt %、を含み、成分パラメータPmp
が1499未満となるように合金元素を含有する組成の鋼
を、低温で加熱する工程と、950 〜1100℃で1パスあた
り圧下量を20%以上とする圧下を1回以上加える第1段
階の圧延工程と、700 〜950 ℃未満の温度範囲で5 ℃/
s 以上の冷却速度で冷却しながら1パス当たりの圧下量
が20%以上で累積圧下率が50%以上の圧延を施す第2段
階の圧延工程と、その後に20℃/s 以上の冷却速度で60
0 ℃以下まで冷却する工程とを有するポリゴナルフェラ
イト分率70%以上、フェライト粒径2μm未満である微
細組織を有する高張力熱延鋼板の製造方法が開示されて
いる。
10−8138号公報に記載された方法で製造された鋼板で
は、穴拡げ性には優れるものの、延性等の機械的特性の
異方性が大きくなる。さらに、相当量の残留オーステナ
イトを鋼板全体にわたりほぼ同一比率で存在させること
は、現状の技術ではまだ困難であり、歩留まりが低下す
るという問題が残されていた。また、特開平10-280050
号公報に記載された技術で製造された鋼板では、自動車
メーカーから要望されている、より一層高レベルの特性
を満たすまでには至っておらず、更なる強度−伸びバラ
ンスの向上が必要であるという問題があった。また、特
開平11-92859号公報に記載された方法で製造された鋼板
は、延性、強度−伸びバランス、穴拡げ加工性に優れて
いるものの、溶接部の疲労特性が何ら考慮されていない
という問題が残されていた。
に解決し、高強度で、伸びの異方性が少なく、加工性に
優れ、強度−伸びバランスおよび穴拡げ加工性に優れ、
とくに溶接部耐疲労特性に優れた高張力熱延鋼板を提供
することを目的とする。
課題を達成するため、鋭意研究を重ねた結果、平均フェ
ライト粒径5μm 以下、好ましくは3.5 μm 以下とする
フェライト粒の微細化・均一化と、TiC の微細析出とを
組合せることにより、高強度で、かつ強度−伸びバラン
スおよびおよび強度−穴拡げバランスが良好で溶接部耐
疲労特性に優れた高張力熱延鋼板を製造できるという知
見を得た。本発明者らは、フェライト粒径の微細化・均
一化のためには、仕上げ圧延および粗圧延において動的
再結晶を利用してはじめて、オーステナイト粒の微細化
・均一化ができ、その後のフェライトの微細化・等軸化
を達成できること、また、粗圧延と仕上げ圧延間にシー
トバーの再加熱処理を行うことにより、微細フェライト
中に微細TiC が析出した組織を形成でき、これにより高
強度でかつ良好な加工性を確保でき、さらに溶接時の結
晶粒粗大化を抑制して溶接部の耐疲労特性を飛躍的に改
善できることを新たに見出した。
検討を加え完成されたものである。すなわち、本発明
は、重量%で、C:0.03〜0.30%、Si:2.0 %以下、M
n:3.0 %以下、P:0.5 %以下、S:0.005 %以下、A
l:0.2 %以下、Ti:0.03〜0.30%を含み、かつTi含有
量が次(1)式 Ti≧(0.0026/C)+0.02 ………(1) (ここに、Ti、C:各元素の含有量(重量%)) を満足し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を
有する鋼素材を、1150℃以下の温度に再加熱するか、あ
るいは1150℃以下の温度になってから、動的再結晶温度
低温域での圧下パスを4パス以上とし、動的再結晶温度
低温域での最終圧下率を15〜30%、圧延終了温度RDT
を(Ar3変態点)〜950 ℃の範囲の温度とする粗圧延を
施しシートバーとし、ついで該シートバーに900 〜1000
℃の範囲の温度に加熱する再加熱を施したのち、動的再
結晶温度低温域での圧下パスを4パス以上、動的再結晶
温度低温域での最終圧下率を15〜30%とし、圧延終了温
度FDTを(Ar3変態点+30℃)〜(Ar3変態点+100
℃)の範囲の温度とする仕上げ圧延を施し、該仕上げ圧
延終了後、2sec 以内に冷却を開始し、30℃/s以上の
冷却速度で600 ℃まで冷却し、350 〜600 ℃で巻き取る
ことを特徴とする加工用高張力鋼板の製造方法である。
らに重量%で、Nb:0.3 %以下、V:0.3 %以下のうち
から選ばれた1種または2種を含有する組成とするのが
好ましく、また、本発明では、前記各組成に加えて、さ
らに重量%で、Cr:1.0 %以下、Cu:1.0 %以下、Mo:
1.0 %以下、Ni:1.0 %以下のうちから選ばれた1種ま
たは2種以上を含有する組成としてもよく、また、本発
明では、前記各組成に加えて、さらに重量%で、Ca、RE
M 、Bのうちから選ばれた1種または2種以上を合計で
0.005 %以下含有する組成としてもよい。
組成限定の理由について説明する。なお、以下、組成に
おける重量%は単に%と記す。 C:0.03〜0.30% Cは、安価な強化成分であり、所望の鋼板強度に応じ必
要量を含有させる。C含有量が0.03%未満では、結晶粒
が粗大化し、本発明で目標とするフェライトの平均粒径
5μm 以下、好ましくは3.5 μm 以下を達成できなくな
る。また、C含有量が0.30%を超えると、加工性が劣化
するとともに溶接性も劣化する。このため、Cは0.03〜
0.30%の範囲とする。より好ましくは、0.05〜0.20%の
範囲である。
つつ強度上昇に有効に寄与する。しかし、過剰な含有
は、延性や表面性状を劣化させる。このため、Siは2.0
%以下とする。なお、好ましくは0.3 〜1.5 %である。 Mn:3.0 %以下 Mnは、Ar3 変態点を低下させる作用を通じ結晶粒の微細
化に寄与し、強度−伸びバランスを高める作用を有す
る。さらに、有害な固溶SをMnS として無害化する作用
を有する。しかし、多量の含有は鋼を硬質化し、却って
強度−伸びバランスを劣化させる。このようなことか
ら、Mnは3.0 %以下とする。なお、より好ましくは0.05
%以上、さらに好ましくは0.5 〜2.0 %である。
じ含有することができるが、過剰の含有は、Pが粒界に
偏析し脆化の原因となる。このため、Pは0.5%以下と
する。なお、過剰な低減はコスト高となることもあり、
好ましくは0.001 〜0.2 %、より好ましくは0.005 〜0.
2 %である。
せ、穴拡げ加工性を劣化させるため、できるだけ低減す
るのが望ましい。穴拡げ加工性の観点からは0.005 %ま
で許容できる。このため、Sは0.005 %以下に限定し
た。なお、好ましくは0.0015%以下である。
する元素であるが、0.2 %を超える含有は、酸化物系介
在物を増加させ清浄度が低下し、表面欠陥を増加させ
る。このため、Alは0.2 %以下に限定した。なお、好ま
しくは0.005 〜0.07%である。
素材(スラブ)加熱段階でTiC として存在して、初期オ
ーステナイト粒を微細化し、それ以降の熱間圧延過程で
の動的再結晶を誘起させるために有効に作用する。ま
た、TiC として微細フェライト中に微細に析出すること
により、高強度で、加工性および溶接部耐疲労特性を向
上させる。このような作用を発揮させるためには、少な
くとも0.03%以上の含有が必要であるが、0.3 %を超え
て含有しても、効果が飽和し含有量に見合う効果が期待
できない。このため、Tiは0.03〜0.3 %の範囲とするの
が望ましい。なお、より好ましくは0.05〜0.20%であ
る。
(1)式 Ti≧(0.0026/C)+0.02 ………(1) (ここに、Ti、C:各元素の含有量(重量%)) を満足する。Ti含有量が(1)式を満足しない場合に
は、シートバーを900 〜1000℃の範囲に再加熱する際に
Ti量が不足し、再加熱処理時のTiの再固溶量が不足し、
そのためTiC の微細析出が不十分となり、仕上圧延過程
での動的再結晶の誘起が不十分となり、粒の微細化が達
成できない。
れた1種または2種 Nb、Vは、いずれも炭窒化物を形成し、熱間圧延加熱段
階での初期オーステナイト粒を微細化する作用を有して
おり、必要に応じ、Tiと重畳して含有することにより、
さらに動的再結晶の発生に有効に作用する。しかし、0.
3 %を超えて多量に含有しても効果が飽和し含有量に見
合う効果が期待できない。このため、Nb、Vとも0.3 %
以下とするのが望ましい。
0 %以下、Cr:1.0 %以下のうちから選ばれた1種また
は2種以上 Cu、Mo、Ni、Crは、いずれも強化成分として、必要に応
じ、含有することができるが、多量の含有は却って強度
−伸びバランスを劣化させる。このため、Cu、Mo、Ni、
Crは、いずれも1.0 %以下とするのが望ましい。なお、
上記した作用効果を十分に発揮するためには、少なくと
も0.01%以上含有させるのが好ましい。
は2種以上を合計で0.005 %以下 Ca、REM 、Bは、いずれも硫化物も形状制御や粒界強度
の上昇を通じ加工性を改善する効果を有しており、必要
に応じ含有させることができる。しかし、過剰な含有
は、清浄度や再結晶性に悪影響を及ぼす恐れがあるた
め、合計で0.005 %以下とするのが望ましい。
以外は、残部Feおよび不可避的不純物からなる。上記し
た組成範囲に調整した溶鋼を、連続鋳造または造塊−分
塊圧延により鋼素材とし、この鋼素材に粗圧延および仕
上げ圧延からなる熱間圧延を施し熱延鋼板とする。
再加熱する再加熱圧延としても、直送圧延やホットチャ
ージローリングとしてもよい。また、薄スラブ連続鋳造
法のような、連続鋳造されたスラグを直接熱間圧延して
もよい。再加熱する場合には、初期オーステナイト粒を
微細化するために、1150℃以下に加熱するのが望まし
い。また、直送圧延する場合も、1150℃以下まで冷却し
たのち圧延を開始するのが動的再結晶を促進するために
好ましい。1150℃を超える温度では、その後の圧延にお
いて結晶粒が粗大化し、動的再結晶が生じにくくなる。
しシートバーとする。本発明における粗圧延は、動的再
結晶温度低温域での圧下パスを4パス以上とし、動的再
結晶温度低温域での最終圧下率を15〜30%、圧延終了温
度RDTを(Ar3変態点)〜950 ℃の範囲の温度とする
動的再結晶温度域における圧延とする。これにより、オ
ーステナイト粒の微細化と均一化が達成される。
度、歪が独立して制御できる測定装置(例えば、富士電
波工機製「加工フォーマスター」)により、圧延条件を
シミュレーションすることにより得られる歪−応力の関
係から予め測定した動的再結晶温度より決定するものと
する。動的再結晶温度は、鋼組成、加熱温度、圧下率、
圧下配分等で変化するが、850 〜1100℃の温度範囲内
で、通常250 〜100 ℃の幅で存在するといわれている。
なお、動的再結晶域の温度幅は、1パス当たりの圧下率
が高いほど、拡大する。ところで、組織微細化の点から
は、動的再結晶域のできるだけ低い温度域での圧延が、
結晶粒微細化、およびγ→α変態の変態サイトが増加し
有利である。本発明では、動的再結晶低温域を、動的再
結晶域の下限温度近傍の温度域、すなわち(動的再結晶
域の下限温度)+80℃以下、好ましくは50℃以下とす
る。
とにより、オーステナイト粒が微細化され、しかも比較
的低温で動的再結晶を起こさせる回数が多くなるほどオ
ーステナイト粒の微細化が進行するため、少なくとも4
パス以上で、しかも連続する4パス以上で圧下するのが
好ましい。4パス未満では、オーステナイト粒の微細化
の程度が小さい。
的再結晶が生ずる範囲であれば特に限定されるものでは
ないが、動的再結晶低温域での最終圧下を除き、1パス
当たり4〜20%、好ましくは20%未満とするのが望まし
い。1パス当たりの圧下率が4%未満では、動的再結晶
が生じない。一方、1パス当たりの圧下率が20%を超え
ると、機械的特性、とくに伸びの異方性が高くなる。な
お、動的再結晶低温域での累積圧下量は60%以上とする
のが好ましい。累積圧下量が60%未満では、オステナイ
ト粒の微細化の程度が小さく、その後のフェライト粒の
微細化を達成できにくくなる。
最終圧下は、圧下率15〜30%とする。圧下率が15%未満
では、圧下による微細化の効果は少なく、一方、30%を
超えても微細化の増加程度は少なく、却って動的再結晶
の不均一によるオーステナイト粒径の不均一が生じ、結
晶粒が微細・均一化しにくくなり、材質異方性が増大す
る。
RDTを(Ar3変態点)〜950 ℃の範囲の温度とする。
圧延終了温度RDTがAr3変態点未満では、γ→α変態
が生じ、その後の仕上げ圧延において動的再結晶が生じ
にくく、そのため結晶粒は微細であるが不均一な組織と
なり、加工性、とくに穴拡げ加工性が劣化する。粗圧延
の圧延終了温度が950 ℃を超えると、その後の冷却でオ
ーステナイト粒の成長が生じ微細オーステナイト粒とす
ることができないという不具合がある。
1000℃の範囲の温度に加熱する再加熱処理を施す。シー
トバーへの再加熱処理が、溶接部の耐疲労特性におよぼ
す影響について本発明者らが行った実験結果について説
明する。上記した化学成分範囲の鋼素材に、加熱温度、
動的再結晶域での圧延条件を種々変化し、さらにシート
バー再加熱処理(加熱温度:900 〜1000℃)の有無によ
り2.5 〜10μm の範囲の平均フェライト粒径を有する熱
延鋼板とした。これら熱延鋼板からアーク溶接継手を作
成し、溶接部の疲労特性を調査した。
試験機によりJIS Z 2275の規定に準拠して行い、107 回
疲労限強度を求め疲労強度(σw )とした。疲労特性
は、疲労強度σw と引張強さTSの比、σw /TSで評
価した。σw /TSが大きなほど耐疲労特性が良好であ
る。その結果を図1に示す。
下、好ましくは3.5 μm 以下で、さらにシートバーの再
加熱処理を施すことにより、σw /TSが高く耐疲労特
性の優れた鋼板となることがわかる。平均フェライト粒
径5μm 以下ではσw /TSが0.5 以上さらに平均フェ
ライト粒径を3.5 μm 以下とすることによりσw /TS
が0.55以上と安定して高い耐疲労特性を得ることができ
る。
は次のように推定される。再加熱処理により、一旦粗圧
延時に歪誘起析出により析出したTiC の一部を再固溶さ
せる。再加熱温度が900 ℃未満では、TiC の溶解が生じ
なく、一方、1000℃を超えるとオーステナイト粒の粒成
長が生じるため、再加熱処理の温度は900〜1000℃の範
囲に限定した。また、再加熱処理の保持時間はとくに限
定されないが、1〜100 sec とするのが好ましい。な
お、再加熱処理は、粗圧延と仕上げ圧延の間に行うが、
圧延ライン上に配設した誘導加熱装置で加熱するのが好
ましい。
で仕上げ圧延を施される。仕上げ圧延は、粗圧延と同様
に、動的再結晶低温域での圧延とし、動的再結晶低温域
で少なくとも4パス以上の繰り返し圧下を施す。繰り返
し圧下は、連続する4パス以上で圧下するのが好まし
い。4パス未満では、オーステナイト粒の微細化の程度
が小さく、平均フェライト粒径5μm 以下、好ましくは
3.5 μm 以下の微細化を達成しにくい。
的再結晶が生ずる範囲であれば特に限定されるものでは
ないが、動的再結晶低温域での最終圧下を除き、1パス
当たり4〜20%、好ましくは20%未満とするのが望まし
い。1パス当たりの圧下率が4%未満では、動的再結晶
が生じない。一方、1パス当たりの圧下率が20%を超え
ると、機械的特性、とくに伸びの異方性が高くなる。な
お、動的再結晶低温域での最終圧下は、第2相の微細化
を図るため、圧下率15〜30%とするのが好ましい。圧下
率が15%未満では、圧下による微細化の効果は少なく、
一方、30%を超えても微細化の増加程度は少なく、圧延
荷重が増加するうえ却って結晶粒の展伸により伸び等の
材質異方性が増大する。
温度FDTを(Ar3変態点+30℃)〜(Ar3変態点+10
0 ℃)の範囲の温度とする。圧延終了温度FDTが(A
r3変態点+30℃)未満では、不均一組織となりやすく、
加工性、とくに穴拡げ加工性が低下する。一方、圧延終
了温度FDTが(Ar3変態点+100 ℃)を超えると、オ
ーステナイト粒の成長が生じフェライト粒の微細化が達
成できない。このため、仕上げ圧延の圧延終了温度FD
Tを(Ar3変態点+30℃)〜(Ar3変態点+100 ℃)の
範囲の温度とした。
ては、潤滑を施しつつ圧下を行ってもよいことはいうま
でもない。また、動的再結晶低温域での圧延以外の圧延
条件はとくに限定されない。仕上げ圧延終了後、2sec
以内に冷却を開始し、30℃/s以上の冷却速度で600 ℃
まで冷却し、350 〜600 ℃で巻き取る。
鋼板においては、この時点でのオーステナイト粒はほぼ
等軸の結晶粒となっており、熱間圧延終了後直ちに冷却
する直近急冷を行えば、γ→α変態の変態核が多く、フ
ェライト粒の粒成長が抑制され組織が微細化される。こ
のため、圧延終了後2sec 以内、好ましくは1sec 以内
に冷却を開始するのが好ましい。冷却開始が圧延終了後
2sec を超えると、γ→α変態核のサイトが減少し、フ
ェライト(α)粒の粒成長が起こり、5μm 以下、好ま
しくは3.5 μm 以下のフェライト粒を得ることが困難と
なる。
冷却速度が30℃/sec 未満では、フェライト粒の粒成長
が生じ、微細化が達成できないうえ、第2相を微細にす
ることが難しくなる。仕上げ圧延終了後、600 ℃まで急
冷することにより、巻き取りまでにTi系析出物の析出が
促進されフェライトが析出強化される。また、γ→α変
態が促進されフェライト粒の微細化が促進される。な
お、急冷停止後の平均冷却速度は25℃/s以下とするの
が好ましい。
き取るのが好ましい。巻取温度は、350 〜600 ℃とす
る。巻取温度が350 ℃未満では、鋼板強度が高くなり、
巻き取り後の鋼板形状が安定しなくなる。一方、巻取温
度が600 ℃を超えると、TiC が粗大化し強度増加量が少
なくなる。なお、巻取温度は好ましくは500 ℃以下であ
る。
質の異方性を低減する上で好ましくなく、島状(第2相
の粒径以下の間隔で他の第2相が存在する比率が20%以
下)に分布していることが好ましい。上記熱延条件によ
り、島状の第2相分布を得ることができる。本発明の方
法により製造される熱延鋼板の組織は、フェライトを主
相とし、パーライト、べイナイト、マルテンサイト、残
留オーステナイトから選ばれた1種または2種以上から
なる第2相を有している。主相のフェライトの平均粒径
は5μm 以下、好ましくは3.5 μm 以下である。フェラ
イトの平均粒径が5μm を超えると、延性、靱性の向上
が少なくなる。なお、第2相の平均粒径は6.0 μm 以下
が好ましい。
2相の平均粒径は、常法に従い、圧延方向断面における
平均粒径とする。
によりスラブ(鋼素材)とした。これらスラブを表2に
示す種々の条件で加熱、粗圧延、再加熱、仕上げ圧延、
圧延後冷却を行って熱間圧延鋼板(板厚1.8 〜2.6 mm)
とした。なお、鋼板No.23は、潤滑圧延を実施した。
張特性、穴拡げ加工性、溶接部の疲労特性を調査した。
組織は、鋼板の圧延方向断面について、光学顕微鏡ある
いは電子顕微鏡を用いて、フェライトの粒径および第2
相の組織、粒径を測定した。また、引張特性は、鋼板の
各方向(圧延方向、圧延方向から45°方向、圧延方向か
ら90°方向)についてJIS 5号試験片により引張特性
(降伏点YS、引張強さTS、伸びEl)を測定した。
各方向の伸びから、伸びの異方性ΔEl(={El 0 +El90
−2 El45 }/2を算出した。ここで、El0 は圧延方
向、El90は圧延方向から90°方向、El45は圧延方向から
45°方向の伸びである。
JFST 1001 に準じて、鋼板に10mmφ(D0 )の打抜き穴
を加工したのち、頂角60°の円錐ポンチで押し広げる加
工を施し、割れが板厚を貫通した直後の穴径Dを求め、
λ={(D−D0 )/D0 }×100 %から求められるλ
値で評価した。また、溶接部の疲労特性は、各鋼板をギ
ャップ0で突き合わせ、アーク溶接したのち、ビード肉
盛部を削除し疲労試験片とした。なお、アーク溶接はM
AG溶接とし、電流:200 A、電圧:25V、シールドガ
ス:Ar−20%CO2 、溶接速度:1m/min の条件で行っ
た。
シェンク式平面曲げ疲労試験機により実施した。疲労強
度σw は10回疲労限強度とし、σw /TSで耐疲労特性
を評価した。これらの結果を表3に示す。
平均粒径が3.5 μm 以下で、ΔElが−4.0 以下と異方性
が小さく、またλも110 %以上と高い穴拡げ加工性を有
している。TS×El値が22000MPa・%以上、TS×λ
値が80000MPa・%以上と高く、強度−伸びバランス、強
度−穴拡げバランスに優れ加工性に優れた高張力熱延鋼
板となっている。また、σw /TSが0.55以上と溶接部
の耐疲労特性に優れた鋼板となっている。
の範囲を外れる比較例(鋼板No. 3、No.16 、No.18 、
No.22 、No.24 、No.26 、No.28 、No.30 )およびRD
Tが本発明の範囲を外れる比較例(鋼板No.4 )では、
引張強さTSが低く、さらにTS×El値、TS×λ値
が低くなって、加工性が劣化している。また、溶接部の
疲労特性では、σw /TSが0.50以下であり耐疲労特性
が低下している。
較例(鋼板No. 1、No. 5〜No. 14、No. 36)では、伸
びElの異方性が大きく、さらにTS×El値、TS×
λ値が低くなって、加工性が劣化している。さらに、溶
接部の疲労特性では、σw /TSが0.50以下と耐疲労特
性が低下している。また、組成が本発明の範囲を外れる
比較例(鋼板No.31 〜No.35 )では、伸びElの異方性
が大きく、さらにTS×El値、TS×λ値が低くなっ
て、加工性が劣化している。また、溶接部の疲労特性で
はσw /TSが0.50以下で耐疲労特性が低下している。
度で良好な機械的特性を具備し、かつ強度−伸びバラン
ス、穴拡げ加工性および溶接部の耐疲労特性に優れた、
加工性用高張力熱延鋼板を安価に製造でき、産業上の格
段の効果を奏する。
トバー再加熱の影響を示すグラフである。
Claims (4)
- 【請求項1】 重量%で、 C:0.03〜0.30%、 Si:2.0 %以下、 Mn:3.0 %以下、 P:0.5 %以下、 S:0.005 %以下、 Al:0.2 %以下、 Ti:0.03〜0.30% を含み、かつTi含有量が下記(1)式を満足し、残部Fe
および不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材を、
1150℃以下の温度に再加熱するか、あるいは1150℃以下
の温度になってから、動的再結晶温度低温域での圧下パ
スを4パス以上とし、動的再結晶温度低温域での最終圧
下率を15〜30%、圧延終了温度RDTを(Ar3変態点)
〜950 ℃の範囲の温度とする粗圧延を施しシートバーと
し、ついで該シートバーに900 〜1000℃の範囲の温度に
加熱する再加熱を施したのち、動的再結晶温度低温域で
の圧下パスを4パス以上、動的再結晶温度低温域での最
終圧下率を15〜30%とし、圧延終了温度FDTを(Ar3
変態点+30℃)〜(Ar3変態点+100 ℃)の範囲の温度
とする仕上げ圧延を施し、該仕上げ圧延終了後、2sec
以内に冷却を開始し、30℃/s以上の冷却速度で600 ℃
まで冷却し、350 〜600 ℃で巻き取ることを特徴とする
加工用高張力鋼板の製造方法。 記 Ti≧(0.0026/C)+0.02 ………(1) ここに、Ti、C:各元素の含有量(重量%) - 【請求項2】 前記組成に加えて、さらに重量%で、N
b:0.3 %以下、V:0.3 %以下のうちから選ばれた1
種または2種を含有する組成とすることを特徴とする請
求項1に記載の加工用高張力鋼板の製造方法。 - 【請求項3】 前記組成に加えて、さらに重量%で、C
r:1.0 %以下、Cu:1.0 %以下、Mo:1.0 %以下、N
i:1.0 %以下のうちから選ばれた1種または2種以上
を含有する組成とすることを特徴とする請求項1または
2に記載の加工用高張力鋼板の製造方法。 - 【請求項4】 前記組成に加えて、さらに重量%で、C
a、REM 、Bのうちから選ばれた1種または2種以上を
合計で0.005 %以下含有する組成とすることを特徴とす
る請求項1ないし3のいずれかに記載の加工用高張力鋼
板の製造方法。
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