JP2718550B2 - 疲労特性の優れた強加工用高強度熱間圧延鋼板の製造方法 - Google Patents
疲労特性の優れた強加工用高強度熱間圧延鋼板の製造方法Info
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Description
【発明の詳細な説明】 ［産業上の利用分野］ 本発明は疲労特性の優れた強加工用高強度熱間圧延鋼
板の製造方法に関するものであり、さらに詳しくは、自
動車の足回り部品および補強用部材等の用途に適した熱
間圧延ままで、疲労特性、加工性、特に、伸びフランジ
性に優れた引張強さが35〜60kgf/mm2の高強度熱間圧延
鋼板の製造方法に関するものである。
板の製造方法に関するものであり、さらに詳しくは、自
動車の足回り部品および補強用部材等の用途に適した熱
間圧延ままで、疲労特性、加工性、特に、伸びフランジ
性に優れた引張強さが35〜60kgf/mm2の高強度熱間圧延
鋼板の製造方法に関するものである。
［従来技術］ 近年、自動車業界において、乗員の安全確保と軽量化
による熱費向上を図るために高強度薄鋼板を使用するこ
とが増加してきている。
による熱費向上を図るために高強度薄鋼板を使用するこ
とが増加してきている。
特に、自動車の足回り部品および補強用部品等におい
ては、この高強度薄鋼板の適用による効果が非常に大き
いのである。
ては、この高強度薄鋼板の適用による効果が非常に大き
いのである。
しかし、この高強度薄鋼板では高強度化に伴う加工性
の劣化と、特に、足回り部品においては絶えず繰り返し
疲労を受けているため、鋼板の疲労特性の劣化が大きな
問題となっている。このため、加工性および疲労特性の
共に優れた高強度薄鋼板が強く要望されている。
の劣化と、特に、足回り部品においては絶えず繰り返し
疲労を受けているため、鋼板の疲労特性の劣化が大きな
問題となっている。このため、加工性および疲労特性の
共に優れた高強度薄鋼板が強く要望されている。
そして、従来においては、加工性の向上を図るために
炭素含有量を低減することが行なわれており、例えば、
特開昭55−107732号公報には、C 0.001〜0.02％、Ti≦
0.20wt％および４（Ｃ＋12/14N）＜Tiを満足させること
か記載されているが、TS≦35kgf/mm2の軟鋼板に関する
ものであり、かつ、鋼中の固溶炭素をTiにより完全に固
定させるために650〜750℃の高温巻取りを必要としてお
り、酸洗効果および成分コストの面から問題がある。
炭素含有量を低減することが行なわれており、例えば、
特開昭55−107732号公報には、C 0.001〜0.02％、Ti≦
0.20wt％および４（Ｃ＋12/14N）＜Tiを満足させること
か記載されているが、TS≦35kgf/mm2の軟鋼板に関する
ものであり、かつ、鋼中の固溶炭素をTiにより完全に固
定させるために650〜750℃の高温巻取りを必要としてお
り、酸洗効果および成分コストの面から問題がある。
また、鋼板の疲労特性を改善する技術として、特開昭
63−282240号公報には、C 0.03〜0.1wt％、Si≦1.5wt
％、Ｐ≦0.15wt％、Ti≦0.05wt％、B 0.0002〜0.001wt
％を含有する鋼の板厚方向において、組織構成を異にす
る技術が提案されているが、Ｃ含有量が多く、加工性に
問題があり、さらに、組織構成を達成するための制御が
困難であるという問題がある。
63−282240号公報には、C 0.03〜0.1wt％、Si≦1.5wt
％、Ｐ≦0.15wt％、Ti≦0.05wt％、B 0.0002〜0.001wt
％を含有する鋼の板厚方向において、組織構成を異にす
る技術が提案されているが、Ｃ含有量が多く、加工性に
問題があり、さらに、組織構成を達成するための制御が
困難であるという問題がある。
さらに、特開昭60−174850号公報および特開昭62−01
0239号公報には、スポット溶接部の疲労特性に優れた高
強度薄鋼板として、C ＜0.3wt％、Mn＜2.0wt％、Ｐ＜0.
12wt％、Si＜0.05wt％或いはSi0.7〜1.0wt％の鋼が記載
されているが、この技術はスポット溶接部の疲労特性向
上に着目したものであって、鋼板そのものの疲労特性向
上を意図したものではなく、さらに、溶接部と非溶接部
材とでは冶金学的挙動が相当異なるものと考えられる。
また、この発明ではＣ含有量の下限は、規定されていな
いものの、具体的にはその実施例においては、0.010wt
％までであり、それ以下の、極低炭素域における疲労特
性については究明されてはいない。
0239号公報には、スポット溶接部の疲労特性に優れた高
強度薄鋼板として、C ＜0.3wt％、Mn＜2.0wt％、Ｐ＜0.
12wt％、Si＜0.05wt％或いはSi0.7〜1.0wt％の鋼が記載
されているが、この技術はスポット溶接部の疲労特性向
上に着目したものであって、鋼板そのものの疲労特性向
上を意図したものではなく、さらに、溶接部と非溶接部
材とでは冶金学的挙動が相当異なるものと考えられる。
また、この発明ではＣ含有量の下限は、規定されていな
いものの、具体的にはその実施例においては、0.010wt
％までであり、それ以下の、極低炭素域における疲労特
性については究明されてはいない。
さらに、その他の先行技術についても、極低炭素鋼
（C ≦0.01wt％）を対象として一定強度を保持しつつ、
伸びフランジ性等の加工性と疲労特性の改善に着目した
ものは見当らない。
（C ≦0.01wt％）を対象として一定強度を保持しつつ、
伸びフランジ性等の加工性と疲労特性の改善に着目した
ものは見当らない。
［発明が解決しようとする課題］ 本発明は上記に説明した従来において開示された多く
の技術における問題点に鑑み、本発明者が鋭意研究を行
ない、検討を重ねた結果、鋼の含有成分および成分割合
を特定することによって、高強度で、かつ、加工性およ
び疲労特性の優れた強加工用高強度熱間圧延鋼板の製造
方法を開発したのである。
の技術における問題点に鑑み、本発明者が鋭意研究を行
ない、検討を重ねた結果、鋼の含有成分および成分割合
を特定することによって、高強度で、かつ、加工性およ
び疲労特性の優れた強加工用高強度熱間圧延鋼板の製造
方法を開発したのである。
［課題を解決するための手段］ 本発明に係る疲労特性の優れた強加工用高強度熱間圧
延鋼板の製造方法は、 （１）C 0.0010〜0.010wt％、Si＜1.0wt％、Mn0.10〜1.
5wt％、P 0.04〜0.10wt％、Ｓ≦0.005wt％、Al0.010〜
0.06wt％、Ｎ≦0.0040wt％、Cu0.05〜0.50wt％、 Ni0.05〜0.50wt％ を含有し、かつ、 C/P≦0.10 を満足し、残部Feおよび不可避不純物からなる鋼を連続
鋳造または造塊により製造されたスラブを、加熱後、連
続仕上圧延における累積圧下率を50％以上とし、かつ、
仕上圧延温度をAr3点以上の熱間圧延を行ない、その
後、20℃/sec以上の冷却速度で冷却した後、500℃以下
の温度において巻取ることを特徴とする疲労特性の優れ
た強加工用高強度熱間圧延鋼板の製造方法を第１の発明
とし、 （２）C 0.0010〜0.010wt％、Si＜1.0wt％、Mn0.10〜1.
5wt％、P 0.04〜0.10wt％、Ｓ≦0.005wt％、Al0.010〜
0.06wt％、Ｎ≦0.0040wt％、Cu0.05〜0.50wt％、Ni0.05
〜0.50wt％ を含有し、かつ、 C/P≦0.10 を満足し、さらに、 Ca≦0.010wt％、REM≦0.010wt％、Cr≦1.0wt％、Ti≦
0.010〜0.050wt％、Nb0.010〜0.050wt％ の内から選んだ１種または２種以上 を含有し、残部Feおよび不可避不純物からなる鋼を連続
鋳造または造塊により製造されたスラブを、加熱後、連
続仕上圧延における累積圧下率を50％以上とし、かつ、
仕上圧延温度をAr3点以上の熱間圧延を行ない、その
後、20℃/sec以上の冷却速度で冷却した後、500℃以下
の温度において巻取ることを特徴とする疲労特性の優れ
た強加工用高強度熱間圧延鋼板の製造方法を第２の発明
とする２つの発明よりなるものである。
延鋼板の製造方法は、 （１）C 0.0010〜0.010wt％、Si＜1.0wt％、Mn0.10〜1.
5wt％、P 0.04〜0.10wt％、Ｓ≦0.005wt％、Al0.010〜
0.06wt％、Ｎ≦0.0040wt％、Cu0.05〜0.50wt％、 Ni0.05〜0.50wt％ を含有し、かつ、 C/P≦0.10 を満足し、残部Feおよび不可避不純物からなる鋼を連続
鋳造または造塊により製造されたスラブを、加熱後、連
続仕上圧延における累積圧下率を50％以上とし、かつ、
仕上圧延温度をAr3点以上の熱間圧延を行ない、その
後、20℃/sec以上の冷却速度で冷却した後、500℃以下
の温度において巻取ることを特徴とする疲労特性の優れ
た強加工用高強度熱間圧延鋼板の製造方法を第１の発明
とし、 （２）C 0.0010〜0.010wt％、Si＜1.0wt％、Mn0.10〜1.
5wt％、P 0.04〜0.10wt％、Ｓ≦0.005wt％、Al0.010〜
0.06wt％、Ｎ≦0.0040wt％、Cu0.05〜0.50wt％、Ni0.05
〜0.50wt％ を含有し、かつ、 C/P≦0.10 を満足し、さらに、 Ca≦0.010wt％、REM≦0.010wt％、Cr≦1.0wt％、Ti≦
0.010〜0.050wt％、Nb0.010〜0.050wt％ の内から選んだ１種または２種以上 を含有し、残部Feおよび不可避不純物からなる鋼を連続
鋳造または造塊により製造されたスラブを、加熱後、連
続仕上圧延における累積圧下率を50％以上とし、かつ、
仕上圧延温度をAr3点以上の熱間圧延を行ない、その
後、20℃/sec以上の冷却速度で冷却した後、500℃以下
の温度において巻取ることを特徴とする疲労特性の優れ
た強加工用高強度熱間圧延鋼板の製造方法を第２の発明
とする２つの発明よりなるものである。
即ち、本発明に係る疲労特性に優れた強加工用高強度
熱間圧延鋼板の製造方法は、炭素含有量を0.010wt％以
下、特に、0.005wt％以下の極低炭素含有量とすること
により、加工性に悪影響を与えるセメンタイト等の第二
相組織を無くすると共に、適度の結晶粒成長性を生じさ
せることにより加工性を著しく向上させ、さらに、C/P
の適正化および微量の銅を含有させることにより、高強
度および疲労特性を向上させることができるのである。
熱間圧延鋼板の製造方法は、炭素含有量を0.010wt％以
下、特に、0.005wt％以下の極低炭素含有量とすること
により、加工性に悪影響を与えるセメンタイト等の第二
相組織を無くすると共に、適度の結晶粒成長性を生じさ
せることにより加工性を著しく向上させ、さらに、C/P
の適正化および微量の銅を含有させることにより、高強
度および疲労特性を向上させることができるのである。
本発明に係る疲労特性の優れた強加工用高強度熱間圧
延鋼板の製造方法について、以下詳細に説明する。
延鋼板の製造方法について、以下詳細に説明する。
先ず、本発明に係る疲労特性のすくれた強加工用高強
度熱間圧延鋼板の製造方法において使用する鋼の含有成
分および成分割合について説明する。
度熱間圧延鋼板の製造方法において使用する鋼の含有成
分および成分割合について説明する。
Ｃは本発明に係る疲労特性の優れた強加工用高強度熱
間圧延鋼板の製造方法において使用する鋼の重要な元素
であり、疲労特性および加工性向上のためには少ない程
好ましいが、含有量が0.0010wt％未満では粒界破壊を生
じ易くなり、また、0.010wt％を越えて含有させるとセ
メンタイト、パーライト等の第二相量を増加して、疲労
特性および加工性を劣化させる。よって、Ｃ含有量は0.
0010〜0.010wt％とす。
間圧延鋼板の製造方法において使用する鋼の重要な元素
であり、疲労特性および加工性向上のためには少ない程
好ましいが、含有量が0.0010wt％未満では粒界破壊を生
じ易くなり、また、0.010wt％を越えて含有させるとセ
メンタイト、パーライト等の第二相量を増加して、疲労
特性および加工性を劣化させる。よって、Ｃ含有量は0.
0010〜0.010wt％とす。
Siは延性、特に、全伸びを損なうことなく、引張強度
を確保するのが容易な元素であり、含有量が1.0wt％を
越えて多量に含有させると赤スケール発生により表面性
状を損なうようになる。よって、Si含有量は＜1.0wt％
とする。
を確保するのが容易な元素であり、含有量が1.0wt％を
越えて多量に含有させると赤スケール発生により表面性
状を損なうようになる。よって、Si含有量は＜1.0wt％
とする。
Mnは強度を確保すると共に、熱間圧延性を確保するの
に必要な元素であり、含有量が0.10wt％未満では引張強
度を確保することと熱間圧延性が困難となり、また、1.
5wt％を越えて多く含有させると鋼板の板厚中央部に異
常硬化組織を生じ、加工性、疲労特性を劣化させ、さら
に、溶接性を劣化させる。よって、Mn含有量は0.10〜1.
5wt％とする。
に必要な元素であり、含有量が0.10wt％未満では引張強
度を確保することと熱間圧延性が困難となり、また、1.
5wt％を越えて多く含有させると鋼板の板厚中央部に異
常硬化組織を生じ、加工性、疲労特性を劣化させ、さら
に、溶接性を劣化させる。よって、Mn含有量は0.10〜1.
5wt％とする。
ＰはＣと同様に重要な元素であり、引張強度および疲
労限強度を高くするために必要であり、含有量が0.04wt
％未満では引張強度が不足するばかりか、疲労特性も得
られず、また、0.10wt％を越えて多量に含有させると加
工脆化や溶接性の面で問題がある。よって、Ｐ含有量は
0.04〜0.10wt％とする。
労限強度を高くするために必要であり、含有量が0.04wt
％未満では引張強度が不足するばかりか、疲労特性も得
られず、また、0.10wt％を越えて多量に含有させると加
工脆化や溶接性の面で問題がある。よって、Ｐ含有量は
0.04〜0.10wt％とする。
ＳはMnS等の非金属介在物を生成し、加工性を劣化さ
せるので、含有量は少ない程好ましく、特に、本発明は
疲労特性の優れた強加工用高強度熱間圧延鋼板の製造方
法により得られる強加工用高強度熱間圧延鋼板であるた
めには、Ｓ含有量は≦0.005wt％とする。
せるので、含有量は少ない程好ましく、特に、本発明は
疲労特性の優れた強加工用高強度熱間圧延鋼板の製造方
法により得られる強加工用高強度熱間圧延鋼板であるた
めには、Ｓ含有量は≦0.005wt％とする。
Alは鋼の脱酸のために必要な元素であり、含有量が0.
010wt％未満では脱酸効果は少なく、また、0.06wt％を
越えて多量に含有させるとアルミナ系の非金属介在物を
生成し易くなり、かつ、微細なAlNが多量に析出し易く
なり、加工性を劣化させる。よって、Al含有量は0.010
〜0.06wt％とする。
010wt％未満では脱酸効果は少なく、また、0.06wt％を
越えて多量に含有させるとアルミナ系の非金属介在物を
生成し易くなり、かつ、微細なAlNが多量に析出し易く
なり、加工性を劣化させる。よって、Al含有量は0.010
〜0.06wt％とする。
Ｎは固溶状態で存在すると、含有量が多い程歪時効を
生じ、加工性、靭性を劣化させる元素であり、本発明に
係る疲労特性の優れた強加工用高強度熱間圧延鋼板の製
造方法においては、熱間圧延の巻取り温度が低く、固溶
Ｎ量が残留し易いので、Alと同様に0.0040wt％を越えて
多量に含有させるとAlN析出物を形成し易くなる。よっ
て、Ｎ含有量は≦0.0040wt％とする。
生じ、加工性、靭性を劣化させる元素であり、本発明に
係る疲労特性の優れた強加工用高強度熱間圧延鋼板の製
造方法においては、熱間圧延の巻取り温度が低く、固溶
Ｎ量が残留し易いので、Alと同様に0.0040wt％を越えて
多量に含有させるとAlN析出物を形成し易くなる。よっ
て、Ｎ含有量は≦0.0040wt％とする。
CuはＣ、Ｐと同様に重要な元素であり、引張強度を若
干増加させることは知られているが、疲労特性にも影響
を及ぼしていると考えられ、含有量が0.05wt％未満では
このような効果は少なく、また、0.50wt％を越えて多量
に含有させると効果は飽和し、かつ、コスト上昇を招
く。よって、Cu含有量は0.05〜0.50wt％とする。
干増加させることは知られているが、疲労特性にも影響
を及ぼしていると考えられ、含有量が0.05wt％未満では
このような効果は少なく、また、0.50wt％を越えて多量
に含有させると効果は飽和し、かつ、コスト上昇を招
く。よって、Cu含有量は0.05〜0.50wt％とする。
NiはCu含有による熱間脆性を防止するために含有させ
る元素であり、含有量はCu含有量と同量の0.05〜0.50wt
％とする必要があり、この含有量の範囲以外では上記効
果を達成することはできない。よって、Ni含有量は0.05
〜0.50wt％とする。
る元素であり、含有量はCu含有量と同量の0.05〜0.50wt
％とする必要があり、この含有量の範囲以外では上記効
果を達成することはできない。よって、Ni含有量は0.05
〜0.50wt％とする。
さらに、本発明に係る疲労特性の優れた強加工用高強
度熱間圧延鋼板の製造方法において使用する鋼に、上記
に説明した含有成分以外に次に説明する成分の内から選
んだ１種または２種以上を含有させることができる。
度熱間圧延鋼板の製造方法において使用する鋼に、上記
に説明した含有成分以外に次に説明する成分の内から選
んだ１種または２種以上を含有させることができる。
Ca、REMは加工性に悪影響をを及ぼす非金属介在物の
形態を変えて加工性を向上させる元素であり、含有量が
0.010wt％を越えて含有させるとこのような効果は期待
することができない。よって、Ca含有量は≦0.010wt
％、REM含有量は≦0.010wt％とする。
形態を変えて加工性を向上させる元素であり、含有量が
0.010wt％を越えて含有させるとこのような効果は期待
することができない。よって、Ca含有量は≦0.010wt
％、REM含有量は≦0.010wt％とする。
Crは引張強度を高くするが、降伏応力は殆ど変えるこ
とがなく、かつ、歪時効性を防止させるために含有させ
る元素であり、含有量が1.0wt％を越えて多量に含有さ
せると効果は飽和してしまい、さらに、コストが高くな
る。よって、Cr含有量は≦1.0wt％とする。
とがなく、かつ、歪時効性を防止させるために含有させ
る元素であり、含有量が1.0wt％を越えて多量に含有さ
せると効果は飽和してしまい、さらに、コストが高くな
る。よって、Cr含有量は≦1.0wt％とする。
Ti、Nbは炭窒化物形成元素であり、析出硬化により引
張強度が増加し、本発明に係る疲労特性の優れた強加工
用高強度熱間圧延鋼板の製造方法においては、巻取り温
度が低いため、この効果は小さいが、固溶状態における
疲労特性に影響を与え、含有量が0.010wt％未満ではこ
のような効果は少なく、また、0.050wt％を越えて多量
に含有させると効果は飽和するばかりか、降伏応力の上
昇を招く。よって、Ti含有量は0.010〜0.050wt％、Nb含
有量は0.010〜0.050wt％とする。
張強度が増加し、本発明に係る疲労特性の優れた強加工
用高強度熱間圧延鋼板の製造方法においては、巻取り温
度が低いため、この効果は小さいが、固溶状態における
疲労特性に影響を与え、含有量が0.010wt％未満ではこ
のような効果は少なく、また、0.050wt％を越えて多量
に含有させると効果は飽和するばかりか、降伏応力の上
昇を招く。よって、Ti含有量は0.010〜0.050wt％、Nb含
有量は0.010〜0.050wt％とする。
次に、本発明に係る疲労特性の優れた強加工用高強度
熱間圧延鋼板の製造方法において、Ｃ含有量と穴拡げ率
（伸びフランジ性）との関係、および、C/Pと疲労特製
との関係について説明する。即ち、C 0.001〜0.10wt
％、Si0.15wt％、Mn1.20wt％、P 0.070wt％、Cu0.25wt
％、残部は本発明に係る疲労特性の優れた強加工用高強
度熱間圧延鋼板の製造方法において使用する鋼を溶製
し、仕上げ温度880〜910℃、冷却速度40℃/sec、巻とり
温度480℃において、2.9mm厚の熱間圧延鋼板を製造し
た。
熱間圧延鋼板の製造方法において、Ｃ含有量と穴拡げ率
（伸びフランジ性）との関係、および、C/Pと疲労特製
との関係について説明する。即ち、C 0.001〜0.10wt
％、Si0.15wt％、Mn1.20wt％、P 0.070wt％、Cu0.25wt
％、残部は本発明に係る疲労特性の優れた強加工用高強
度熱間圧延鋼板の製造方法において使用する鋼を溶製
し、仕上げ温度880〜910℃、冷却速度40℃/sec、巻とり
温度480℃において、2.9mm厚の熱間圧延鋼板を製造し
た。
第１図に穴拡げ率（伸びフランジ性）とＣ含有量との
関係を示す。この第１図からＣ含有量の減少に伴い穴拡
げ率は向上し、Ｃ含有量が0.010wt％未満、特に、0.005
wt％以下において穴拡げ率が著しく向上することは明ら
かである。
関係を示す。この第１図からＣ含有量の減少に伴い穴拡
げ率は向上し、Ｃ含有量が0.010wt％未満、特に、0.005
wt％以下において穴拡げ率が著しく向上することは明ら
かである。
また、上記と同じ鋼板における平面曲げ疲労試験によ
る疲労限強度（107サイクルにおける応力）は、第２図
に示すようにＣ含有量とＰ含有量との比と密接な関係に
あることが明らかとなり、C/P＜0.10において疲労限強
度が高位に優れており、C/Pの比が0.5以上で疲労限強度
が高いのは鋼板の強度が高くなるためである。
る疲労限強度（107サイクルにおける応力）は、第２図
に示すようにＣ含有量とＰ含有量との比と密接な関係に
あることが明らかとなり、C/P＜0.10において疲労限強
度が高位に優れており、C/Pの比が0.5以上で疲労限強度
が高いのは鋼板の強度が高くなるためである。
このC/Pの比により疲労限強度が変化する理由は明ら
かではないが、Ｐの含有は組織中のマツリックスの強度
を上げることにより、また、Ｃ含有量の減少は疲労クラ
ックの原因となる第二相組織がなくなることおよび結晶
粒の成長性が良くなるため疲労クラックの開始が細粒に
比べて遅くなること等が考えられ、Ｐ含有量が一定であ
ればＣ含有量が少ない程疲労限強度が高くなるものと考
えられる。
かではないが、Ｐの含有は組織中のマツリックスの強度
を上げることにより、また、Ｃ含有量の減少は疲労クラ
ックの原因となる第二相組織がなくなることおよび結晶
粒の成長性が良くなるため疲労クラックの開始が細粒に
比べて遅くなること等が考えられ、Ｐ含有量が一定であ
ればＣ含有量が少ない程疲労限強度が高くなるものと考
えられる。
本発明に係る疲労特性の優れた強加工用高強度熱間圧
延鋼板の製造方法における製造条件について説明する。
延鋼板の製造方法における製造条件について説明する。
スラブの加熱温度を説明すると、上記に説明した含有
成分および成分割合の鋼を溶製した後、スラブとしてか
ら加熱する際の加熱温度は、特に、限定的ではなく、通
常の加熱温度とされている1100℃以上あればよいと考え
られる。
成分および成分割合の鋼を溶製した後、スラブとしてか
ら加熱する際の加熱温度は、特に、限定的ではなく、通
常の加熱温度とされている1100℃以上あればよいと考え
られる。
連続熱間圧延仕上圧延の累積圧下率を説明すると、本
発明に係る疲労特性の優れた強加工用高強度熱間圧延鋼
板の製造方法において使用する鋼は、特に、Ｃ含有量が
低いので鋼板の結晶粒が大きくなり易く、粒度番号の７
番以下ではプレス成形品に肌荒れを生じて製品の価値を
損なうようになり、従って、適正な結晶粒度が必要であ
り、仕上圧延における累積圧下率は50％以上としなけれ
ばならない。
発明に係る疲労特性の優れた強加工用高強度熱間圧延鋼
板の製造方法において使用する鋼は、特に、Ｃ含有量が
低いので鋼板の結晶粒が大きくなり易く、粒度番号の７
番以下ではプレス成形品に肌荒れを生じて製品の価値を
損なうようになり、従って、適正な結晶粒度が必要であ
り、仕上圧延における累積圧下率は50％以上としなけれ
ばならない。
熱間圧延の仕上温度は、結晶粒度や集合組織が変わる
ことにより、加工性、疲労特性に影響を及ぼし、Ar3点
未満ではフェライト結晶粒の細粒化および加工組織が残
存し、疲労特性および加工性が劣化する。従って、Ar3
点は主としてＣ、Mn含有量により変化するが、860〜950
℃とするのが好ましい。
ことにより、加工性、疲労特性に影響を及ぼし、Ar3点
未満ではフェライト結晶粒の細粒化および加工組織が残
存し、疲労特性および加工性が劣化する。従って、Ar3
点は主としてＣ、Mn含有量により変化するが、860〜950
℃とするのが好ましい。
冷却速度は熱間圧延後の結晶粒度を適正に保つため
に、平均冷却速度を20℃/sec以上とするのがよく、20℃
/sec未満では徐冷となり、結晶粒の粗大化およびＰの偏
析が生じ易くなり、従って、冷却速度は20〜60℃/secの
範囲とするのがよい。
に、平均冷却速度を20℃/sec以上とするのがよく、20℃
/sec未満では徐冷となり、結晶粒の粗大化およびＰの偏
析が生じ易くなり、従って、冷却速度は20〜60℃/secの
範囲とするのがよい。
巻とり温度はＰの偏析による脆化防止および結晶粒粗
大化防止のために、500℃以下とするのがよい。
大化防止のために、500℃以下とするのがよい。
なお、このようにして巻取られたコイルは、必要に応
じて調質圧延、酸洗を行なうものである。
じて調質圧延、酸洗を行なうものである。
［実 施 例］ 本発明に係る疲労特性の優れた強加工用高強度熱間圧
延鋼板の製造方法の実施例を、比較例と共に説明する。
延鋼板の製造方法の実施例を、比較例と共に説明する。
実施例 第１表に示す含有成分及び成分割合の鋼を常法により
溶製した後、造塊した。
溶製した後、造塊した。
第１表において、鋼No.1〜16は本発明に係る疲労特性
および強加工高強度熱間圧延鋼板の製造方法において使
用する鋼、また、鋼No.17〜31は比較法において使用す
る鋼である。
および強加工高強度熱間圧延鋼板の製造方法において使
用する鋼、また、鋼No.17〜31は比較法において使用す
る鋼である。
次いで、これらの鋼を第２表に示す仕上熱間圧延にお
ける累積圧下率、仕上温度、冷却速度、巻取り温度の条
件により圧延を行ない、2.9mm厚の熱間圧延鋼板を製造
した。
ける累積圧下率、仕上温度、冷却速度、巻取り温度の条
件により圧延を行ない、2.9mm厚の熱間圧延鋼板を製造
した。
これを0.8〜1.2％の調質圧延を行ない、引張試験（JI
S 5号）、穴拡げ試験｛成形後の穴径−初期穴径（10mm
φ）｝／初期穴径×100％）、平面曲げ疲労限強度（10
サイクル,kgf/mm2）、フェライト結晶粒度等を調査し
た。
S 5号）、穴拡げ試験｛成形後の穴径−初期穴径（10mm
φ）｝／初期穴径×100％）、平面曲げ疲労限強度（10
サイクル,kgf/mm2）、フェライト結晶粒度等を調査し
た。
第２表に調査結果を示す。
この第２表から本発明に係る疲労特性の優れた強加工
高強度熱間圧延鋼板の製造方法により製造された鋼は、
引張強さ35kgf/mm2以上で、穴拡げ率150％以上、疲労限
強度が引張強度の割には高く、何れも優れていることが
わかる。
高強度熱間圧延鋼板の製造方法により製造された鋼は、
引張強さ35kgf/mm2以上で、穴拡げ率150％以上、疲労限
強度が引張強度の割には高く、何れも優れていることが
わかる。
これに比べて、比較法により製造された鋼は、上記に
説明した特性の何れかにおいて劣っていることがわか
る。
説明した特性の何れかにおいて劣っていることがわか
る。
次に、第１表に示す鋼No.4を使用して熱間圧延条件を
調査した。
調査した。
鋼No.4Aは累積圧下率、鋼N0.4Bは仕上げ温度、鋼No.4
C、4Dは冷却速度、巻取り温度がそれぞれ比較法であ
る。
C、4Dは冷却速度、巻取り温度がそれぞれ比較法であ
る。
結果は第２表から明らかであるが、何れも目標特性の
一つ以上が劣っていることかわかる。
一つ以上が劣っていることかわかる。
［発明の効果］ 以上説明したように、本発明に係る疲労特性の優れた
強加工性高強度熱間圧延鋼板の製造方法は上記の構成を
有しているものであるから、製造された鋼板は自動車の
足廻り部品および補強用部品として、高強度で疲労特
性、伸びフランジ性に優れており、さらに、Ｐ、Cuが含
有されているので、熱間圧延ままで耐蝕性に優れてお
り、防錆用鋼板としても使用することができ、さらに、
めっき処理等の表面処理を行なっても材質上何等変化す
ることがなく、腐蝕環境の激化に伴い、土木、建築の鋼
構造物としても使用することができるという優れた効果
を有しているものである。
強加工性高強度熱間圧延鋼板の製造方法は上記の構成を
有しているものであるから、製造された鋼板は自動車の
足廻り部品および補強用部品として、高強度で疲労特
性、伸びフランジ性に優れており、さらに、Ｐ、Cuが含
有されているので、熱間圧延ままで耐蝕性に優れてお
り、防錆用鋼板としても使用することができ、さらに、
めっき処理等の表面処理を行なっても材質上何等変化す
ることがなく、腐蝕環境の激化に伴い、土木、建築の鋼
構造物としても使用することができるという優れた効果
を有しているものである。
第１図は炭素含有量と穴拡げ率との関係を示す図、第２
図はC/Pと疲労限強度との関係を示す図である。
図はC/Pと疲労限強度との関係を示す図である。
Claims (2)
- 【請求項１】C 0.0010〜0.010wt％、Si＜1.0wt％、 Mn0.10〜1.5wt％、P 0.04〜0.10wt％、 S ≦0.005wt％、Al0.010〜0.06wt％、 N ≦0.0040wt％、Cu0.05〜0.50wt％、 Ni0.05〜0.50wt％ を含有し、かつ、 C/P≦0.10 を満足し、残部Feおよび不可避不純物からなる鋼を連続
鋳造または造塊により製造されたスラブを、加熱後、連
続仕上圧延における累積圧下率を50％以上とし、かつ、
仕上圧延温度をAr3点以上の熱間圧延を行ない、その
後、20℃/sec以上の冷却速度で冷却した後、500℃以下
の温度において巻取ることを特徴とする疲労特性の優れ
た強加工用高強度熱間圧延鋼板の製造方法。 - 【請求項２】C 0.0010〜0.010wt％、Si＜1.0wt％、 Mn0.10〜1.5wt％、P 0.04〜0.10wt％、 S ≦0.005wt％、Al0.010〜0.06wt％、 N ≦0.0040wt％、Cu0.05〜0.50wt％、 Ni0.05〜0.50wt％ を含有し、かつ、 C/P≦0.10 を満足し、さらに、 Ca≦0.010wt％、REM≦0.010wt％、 Cr≦1.0wt％、Ti≦0.010〜0.050wt％、 Nb0.010〜0.050wt％ の内から選んだ１種または２種以上 を含有し、残部Feおよび不可避不純物からなる鋼を連続
鋳造または造塊により製造されたスラブを、加熱後、連
続仕上圧延における累積圧下率を50％以上とし、かつ、
仕上圧延温度をAr3点以上の熱間圧延を行ない、その
後、20℃/sec以上の冷却速度で冷却した後、500℃以下
の温度において巻取ることを特徴とする疲労特性の優れ
た強加工用高強度熱間圧延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP21806189A JP2718550B2 (ja) | 1989-08-24 | 1989-08-24 | 疲労特性の優れた強加工用高強度熱間圧延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP21806189A JP2718550B2 (ja) | 1989-08-24 | 1989-08-24 | 疲労特性の優れた強加工用高強度熱間圧延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0382708A JPH0382708A (ja) | 1991-04-08 |
| JP2718550B2 true JP2718550B2 (ja) | 1998-02-25 |
Family
ID=16714036
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP21806189A Expired - Fee Related JP2718550B2 (ja) | 1989-08-24 | 1989-08-24 | 疲労特性の優れた強加工用高強度熱間圧延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2718550B2 (ja) |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH04337037A (ja) * | 1991-05-10 | 1992-11-25 | Kobe Steel Ltd | 疲労強度と亀裂伝播抵抗の優れた良成形性熱延鋼板の製造方法 |
| JPH05171289A (ja) * | 1991-12-18 | 1993-07-09 | Kobe Steel Ltd | 伸びフランジ性の良好な高耐食性熱延ハイテンの製造方法 |
| CN108642386B (zh) * | 2016-10-17 | 2020-02-04 | 日照钢铁控股集团有限公司 | 一种耐海水腐蚀的高强度钢 |
-
1989
- 1989-08-24 JP JP21806189A patent/JP2718550B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0382708A (ja) | 1991-04-08 |
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