JP3064021B2 - 耐久疲労性に優れた加工用熱延高強度鋼板の製造方法 - Google Patents
耐久疲労性に優れた加工用熱延高強度鋼板の製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、耐久疲労性（疲労限度
比）に優れた加工用熱延高強度鋼板の製造方法に関する
ものである。
比）に優れた加工用熱延高強度鋼板の製造方法に関する
ものである。
【０００２】
【従来の技術】近年、自動車業界においては、搭乗者の
安全性の確保、車体重量の軽減、燃費の向上を目的に高
強度鋼板（ハイテン）の需要が増加している。
安全性の確保、車体重量の軽減、燃費の向上を目的に高
強度鋼板（ハイテン）の需要が増加している。
【０００３】このような用途において、通常鋼板は冷間
成形工程を経て製品となるので、ハイテンの高い強度特
性とともに優れた冷間加工性が強く求められている。
成形工程を経て製品となるので、ハイテンの高い強度特
性とともに優れた冷間加工性が強く求められている。
【０００４】この要望を満たす方法としては、金属組織
をフェライト（α）相とマルテンサイト相の分散混合し
た複合組織（ＤｕａｌＰｈａｓｅ）を形成せしめる方法
が行われている。
をフェライト（α）相とマルテンサイト相の分散混合し
た複合組織（ＤｕａｌＰｈａｓｅ）を形成せしめる方法
が行われている。
【０００５】これにより、冷却加工性に必要な低歪み領
域の歪みは軟質のフェライト相で受持ち、他方高歪み領
域の強度は硬質マルテンサイト相（硬質第２相）から得
ている。その結果、降伏点が低く、強度−伸びバランス
が良好なハイテンを得ている。
域の歪みは軟質のフェライト相で受持ち、他方高歪み領
域の強度は硬質マルテンサイト相（硬質第２相）から得
ている。その結果、降伏点が低く、強度−伸びバランス
が良好なハイテンを得ている。
【０００６】例えば、特公昭５６−５４３７１号公報及
び特公昭６１−１１２９１号公報による提案は、これ等
を提供するものである。
び特公昭６１−１１２９１号公報による提案は、これ等
を提供するものである。
【０００７】しかしながら、これ等の鋼板を板厚低減に
よる重量減を目的に、乗用車のホイールディスク等に使
用すると安定して高い耐久疲労性がえられず、前記した
ハイテンに更に必要な特性として、安定して高い耐久疲
労性が強く求められている。
よる重量減を目的に、乗用車のホイールディスク等に使
用すると安定して高い耐久疲労性がえられず、前記した
ハイテンに更に必要な特性として、安定して高い耐久疲
労性が強く求められている。
【０００８】従来の鋼板は、耐久疲労性を示す両振の平
面曲げによる疲労試験（繰返速度＝３０００ｃｐｍ）の
疲労限度比＝σW ／σB 〔σB ：引長強さ、σW ：疲労
強度（疲れ限度、１×１０7 サイクル）〕が０．４〜
０．５で安定して、０．５を超えることはなかった。
面曲げによる疲労試験（繰返速度＝３０００ｃｐｍ）の
疲労限度比＝σW ／σB 〔σB ：引長強さ、σW ：疲労
強度（疲れ限度、１×１０7 サイクル）〕が０．４〜
０．５で安定して、０．５を超えることはなかった。
【０００９】この理由は、耐久疲労性が表面性状および
ミクロ組織の種類と大きさの影響を受けるのに対し、従
来これ等のバランスを最良の状態に制御する技術がなか
ったことにあり、そのため安定して高いレベルの耐久疲
労性が得られなかったのである。
ミクロ組織の種類と大きさの影響を受けるのに対し、従
来これ等のバランスを最良の状態に制御する技術がなか
ったことにあり、そのため安定して高いレベルの耐久疲
労性が得られなかったのである。
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、上記した状
況に鑑み、疲労限度比＝σW ／σB が０．５２以上の優
れた耐久疲労性を有するハイテンの製造方法の提供を課
題とするものである。
況に鑑み、疲労限度比＝σW ／σB が０．５２以上の優
れた耐久疲労性を有するハイテンの製造方法の提供を課
題とするものである。
【００１１】
【課題を解決するための手段】本発明は上記課題を達成
するために、 （１）重量％で Ｃ：０．０５〜０．１５％ Ｐ：≦０．０２０％ Ｓｉ：１．５％超〜２．０％ Ｓ：≦０．０１０％ Ｍｎ：０．５〜２．０％ とＡｌ、不可避的成分及び残部Ｆｅからなる鋼を８２０
℃〜９００℃の範囲で圧延後、３０℃／ｓｅｃ以上の冷
却速度で７６０℃〜６００℃の温度域迄冷却し、この温
度域で３秒〜１５秒の間空冷又は保持した後、この温度
域から２００℃以下の温度域迄３０℃／ｓｅｃ以上の冷
却速度で冷却することを第１の手段とし、 （２）重量％で、 Ｃ：０．０５〜０．１５％ Ｐ：≦０．０２０
％ Ｓｉ：１．５％超〜２．０％ Ｓ：≦０．０１０
％ Ｍｎ：０．５〜２．０％ とＡｌ、不可避的成分及び残部Ｆｅからなる鋼を１１７
０℃以下に加熱し、８２０℃〜９００℃の範囲で圧延
後、３０℃／ｓｅｃ以上の冷却温度で７６０℃〜６００
℃の温度域迄冷却し、この温度域で３秒〜１５秒の間空
冷又は保持した後、この温度域から２００℃以下の温度
域まで３０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却することを
第２の手段とし、 （３）重量％で、 Ｃ：０．０５〜０．１５％ Ｐ：≦０．０２０
％ Ｓｉ：１．５％超〜２．０％ Ｓ：≦０．０１０
％ Ｍｎ：０．５〜２．０％ Ｃｒ：０．０１〜
０．３０％ とＡｌ、不可避的成分及び残部Ｆｅからなる鋼を８２０
℃〜９００℃の範囲で圧延後、３０℃／ｓｅｃ以上の冷
却速度で７６０℃〜６００℃の温度域迄冷却し、この温
度域で３秒〜１５秒の間空冷又は保持した後、この温度
域から２００℃以下の温度域まで３０℃／ｓｅｃ以上の
冷却速度で冷却することを第３の手段とし、 （４）重量％で、 Ｃ：０．０５〜０．１５％ Ｐ：≦０．０２０
％ Ｓｉ：１．５％超〜２．０％ Ｓ：≦０．０１０
％ Ｍｎ：０．５〜２．０％ Ｃｒ：０．０１〜
０．３０％ とＡｌ、不可避的成分及び残部Ｆｅからなる鋼を１１７
０℃以下に加熱し、８２０℃〜９００℃の範囲で圧延
後、３０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で７６０℃〜６００
℃の温度域迄冷却し、この温度域で３秒〜１５秒の間空
冷又は保持した後、この温度域から２００℃以下の温度
域まで３０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却することを
第４の手段とし、 （５）重量％で、 Ｃａ ：０．０００５〜０．００５０％ ＲＥＭ：０．００５〜０・０１５％ の何れか一方を含有することを第１乃至第４の手段に加
え、第５乃至第８の手段とするものである。
するために、 （１）重量％で Ｃ：０．０５〜０．１５％ Ｐ：≦０．０２０％ Ｓｉ：１．５％超〜２．０％ Ｓ：≦０．０１０％ Ｍｎ：０．５〜２．０％ とＡｌ、不可避的成分及び残部Ｆｅからなる鋼を８２０
℃〜９００℃の範囲で圧延後、３０℃／ｓｅｃ以上の冷
却速度で７６０℃〜６００℃の温度域迄冷却し、この温
度域で３秒〜１５秒の間空冷又は保持した後、この温度
域から２００℃以下の温度域迄３０℃／ｓｅｃ以上の冷
却速度で冷却することを第１の手段とし、 （２）重量％で、 Ｃ：０．０５〜０．１５％ Ｐ：≦０．０２０
％ Ｓｉ：１．５％超〜２．０％ Ｓ：≦０．０１０
％ Ｍｎ：０．５〜２．０％ とＡｌ、不可避的成分及び残部Ｆｅからなる鋼を１１７
０℃以下に加熱し、８２０℃〜９００℃の範囲で圧延
後、３０℃／ｓｅｃ以上の冷却温度で７６０℃〜６００
℃の温度域迄冷却し、この温度域で３秒〜１５秒の間空
冷又は保持した後、この温度域から２００℃以下の温度
域まで３０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却することを
第２の手段とし、 （３）重量％で、 Ｃ：０．０５〜０．１５％ Ｐ：≦０．０２０
％ Ｓｉ：１．５％超〜２．０％ Ｓ：≦０．０１０
％ Ｍｎ：０．５〜２．０％ Ｃｒ：０．０１〜
０．３０％ とＡｌ、不可避的成分及び残部Ｆｅからなる鋼を８２０
℃〜９００℃の範囲で圧延後、３０℃／ｓｅｃ以上の冷
却速度で７６０℃〜６００℃の温度域迄冷却し、この温
度域で３秒〜１５秒の間空冷又は保持した後、この温度
域から２００℃以下の温度域まで３０℃／ｓｅｃ以上の
冷却速度で冷却することを第３の手段とし、 （４）重量％で、 Ｃ：０．０５〜０．１５％ Ｐ：≦０．０２０
％ Ｓｉ：１．５％超〜２．０％ Ｓ：≦０．０１０
％ Ｍｎ：０．５〜２．０％ Ｃｒ：０．０１〜
０．３０％ とＡｌ、不可避的成分及び残部Ｆｅからなる鋼を１１７
０℃以下に加熱し、８２０℃〜９００℃の範囲で圧延
後、３０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で７６０℃〜６００
℃の温度域迄冷却し、この温度域で３秒〜１５秒の間空
冷又は保持した後、この温度域から２００℃以下の温度
域まで３０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却することを
第４の手段とし、 （５）重量％で、 Ｃａ ：０．０００５〜０．００５０％ ＲＥＭ：０．００５〜０・０１５％ の何れか一方を含有することを第１乃至第４の手段に加
え、第５乃至第８の手段とするものである。
【００１２】上記した各成分の添加理由は次による。
【００１３】Ｃ：前記複合組織を得て強度を確保するた
め下限を設け、溶接性、延性の劣化を防ぎ、第２相分率
の過大化を防止するため上限を設けている。
め下限を設け、溶接性、延性の劣化を防ぎ、第２相分率
の過大化を防止するため上限を設けている。
【００１４】Ｓｉ：フェライト粒の純化を行いオーステ
ナイトへＣを濃化させ、炭化物生成を抑制して前記した
複合組織を得るため及び溶接性、延性の劣化を防ぎつつ
高強度化するため添加しており、その効果の飽和による
経済性から上限を設定している。
ナイトへＣを濃化させ、炭化物生成を抑制して前記した
複合組織を得るため及び溶接性、延性の劣化を防ぎつつ
高強度化するため添加しており、その効果の飽和による
経済性から上限を設定している。
【００１５】Ｍｎ：焼き入れ性の確保の点から下限を設
け、第２相分率の過大化と溶接性、延性への悪影響の防
止のため上限を設定している。
け、第２相分率の過大化と溶接性、延性への悪影響の防
止のため上限を設定している。
【００１６】Ｐ：溶接性、加工性、靱性、２次加工性の
劣化防止から上限を設定している。
劣化防止から上限を設定している。
【００１７】Ｓ：穴広げ性の向上（介在物の低減）から
上限を設定している。
上限を設定している。
【００１８】Ｃｒ：焼き入れ性を高め、前記した複合組
織化を促進するため下限を設け、経済性、Ｃ濃化に必要
なフェライト変態量の確保から上限を設定している。但
し、その作用をＳｉに託せる時はＣｒを添加しなくても
良く、Ｃｒの無添加は経済的にも有利である。また、複
合組織の生成効果を円滑に高め且つ安定させるには、Ｓ
ｉとＣｒの両者の複合添加を行う。
織化を促進するため下限を設け、経済性、Ｃ濃化に必要
なフェライト変態量の確保から上限を設定している。但
し、その作用をＳｉに託せる時はＣｒを添加しなくても
良く、Ｃｒの無添加は経済的にも有利である。また、複
合組織の生成効果を円滑に高め且つ安定させるには、Ｓ
ｉとＣｒの両者の複合添加を行う。
【００１９】Ｃａ，ＲＥＭ：介在物の球状化、穴広げ性
の向上から添加量の範囲を設定している。
の向上から添加量の範囲を設定している。
【００２０】また、この種の鋼材は連続鋳造方法を用い
るので、溶鋼の脱酸は必須で、この脱酸にはＡｌを使用
しており、その添加量は通常脱酸効果の確保のため下限
を０．００５％程度、脱酸効果の飽和に基づく経済性か
ら上限は０．０５％程度で、本発明でもＡｌは前記理由
から不可避的に添加している。
るので、溶鋼の脱酸は必須で、この脱酸にはＡｌを使用
しており、その添加量は通常脱酸効果の確保のため下限
を０．００５％程度、脱酸効果の飽和に基づく経済性か
ら上限は０．０５％程度で、本発明でもＡｌは前記理由
から不可避的に添加している。
【００２１】
【作用】本発明者等は、上記課題の達成を目的として、
種々の実験・検討を繰り返した。
種々の実験・検討を繰り返した。
【００２２】その結果耐久疲労性が低い鋼板は、表層に
粗大フェライト粒とその表層下部に混粒層が存在する
か、フェライト及び第２相の結晶粒径が大きく、第２相
にベイナイトが混在することを見出した。該表層の状態
を第６図に模式的に示す。
粗大フェライト粒とその表層下部に混粒層が存在する
か、フェライト及び第２相の結晶粒径が大きく、第２相
にベイナイトが混在することを見出した。該表層の状態
を第６図に模式的に示す。
【００２３】１は最表層粗大フェライト粒、２は混粒
層、３は整粒層、４は混粒深さを示す。 これに対し、
耐久疲労性が高い鋼板（本発明の課題を解消する鋼板）
は、最表層粗大フェライト粒１と混粒層２が存在せず、
整粒層３の粒径が細かく、第２相中にベイナイトを実質
的に含有しない（ベイナイト占積率＜５％）鋼板であっ
た。
層、３は整粒層、４は混粒深さを示す。 これに対し、
耐久疲労性が高い鋼板（本発明の課題を解消する鋼板）
は、最表層粗大フェライト粒１と混粒層２が存在せず、
整粒層３の粒径が細かく、第２相中にベイナイトを実質
的に含有しない（ベイナイト占積率＜５％）鋼板であっ
た。
【００２４】そこで本発明者等は耐久疲労性が高い鋼板
を開発するため、表１に示すＡ鋼を供試鋼として実験・
検討を重ね、図１乃至図４の関係を得ると共に、表１に
示すＡ〜Ｆ鋼を供試鋼として図５の関係を得た。
を開発するため、表１に示すＡ鋼を供試鋼として実験・
検討を重ね、図１乃至図４の関係を得ると共に、表１に
示すＡ〜Ｆ鋼を供試鋼として図５の関係を得た。
【００２５】図１は縦軸に最表層粗大フェライト粒の有
無と混粒層の深さを採り、横軸に圧延終了温度を採って
両者の関係をみたものである。
無と混粒層の深さを採り、横軸に圧延終了温度を採って
両者の関係をみたものである。
【００２６】図から圧延終了温度の低下により、表層に
粗大フェライト粒、混粒が発生することが判明した。
粗大フェライト粒、混粒が発生することが判明した。
【００２７】図２は、縦軸に鋼板の１／４厚部における
フェライト粒の平均円相当径（平均粒径）ｄF （μｍ）
と第２相粒の平均円相当径（平均粒径）ｄ2 （μｍ）と
２０μｍ以上の第２相粒の有無を、横軸に圧延終了温度
を採って各々の関係をみたものである。
フェライト粒の平均円相当径（平均粒径）ｄF （μｍ）
と第２相粒の平均円相当径（平均粒径）ｄ2 （μｍ）と
２０μｍ以上の第２相粒の有無を、横軸に圧延終了温度
を採って各々の関係をみたものである。
【００２８】図から圧延終了温度の上昇によりフェライ
ト粒径、第２相粒径が粗大化し、９００℃を超えると第
２相にベイナイトが混入し、２０μｍを超える粗大な第
２相が出現することを知見した。
ト粒径、第２相粒径が粗大化し、９００℃を超えると第
２相にベイナイトが混入し、２０μｍを超える粗大な第
２相が出現することを知見した。
【００２９】図３は縦軸に疲労限度比、横軸に圧延終了
温度をとって両者の関係を見たものである。
温度をとって両者の関係を見たものである。
【００３０】図から圧延終了温度が８２０℃未満では表
層粗大フェライト粒と混粒のため、高い疲労限度比が得
られず、９００℃超では粒径が粗くなるため高い疲労限
度比が得られないことが判明した。
層粗大フェライト粒と混粒のため、高い疲労限度比が得
られず、９００℃超では粒径が粗くなるため高い疲労限
度比が得られないことが判明した。
【００３１】また、圧延終了温度が８２０〜９００℃の
範囲では、表層に粗大フェライト粒と混粒がなく、且つ
整粒層の粒径が細かく、疲労限度比は優れた値を示すこ
とを知得した。
範囲では、表層に粗大フェライト粒と混粒がなく、且つ
整粒層の粒径が細かく、疲労限度比は優れた値を示すこ
とを知得した。
【００３２】図４は鋼板１／４の厚部における第２相の
占積率、疲労限度比と巻取温度（冷却終了温度）の関係
をみたものである。
占積率、疲労限度比と巻取温度（冷却終了温度）の関係
をみたものである。
【００３３】図から巻取温度が２００℃超では、第２相
中にベイナイトが混入し、高い疲労限度比が得られない
ことが判明した。
中にベイナイトが混入し、高い疲労限度比が得られない
ことが判明した。
【００３４】また、圧延後の急速冷却速度が上記した下
限を割るとフェライト粒径及び第２相粒径が粗大化して
目標の疲労限度比が得られず、また空冷・保持温度域が
上記した上限・下限を外れるか、空冷・保持後の急速冷
却速度が上記した下限を割ると第２相にベイナイトが混
入して目標の疲労限度比が得られず、また、空冷・保持
時間が上記した上限を超えるとフェライト粒径及び第２
相粒径が粗大化して目標の疲労限度比が得られないこと
を知見した。
限を割るとフェライト粒径及び第２相粒径が粗大化して
目標の疲労限度比が得られず、また空冷・保持温度域が
上記した上限・下限を外れるか、空冷・保持後の急速冷
却速度が上記した下限を割ると第２相にベイナイトが混
入して目標の疲労限度比が得られず、また、空冷・保持
時間が上記した上限を超えるとフェライト粒径及び第２
相粒径が粗大化して目標の疲労限度比が得られないこと
を知見した。
【００３５】図５は鋼板成分と加熱温度が疲労限度比と
加工性の指標であるＴＳ×Ｅｌに及ぼす影響を示す。
加工性の指標であるＴＳ×Ｅｌに及ぼす影響を示す。
【００３６】図からＳｉ，Ｃｒは共に鋼板の複合組織化
を促進する成分であり、疲労限度比を高めるが、その複
合組織化作用は両者の複合添加により更に高まり、疲労
限度比を一段と高めることが判明した。また、この複合
添加はＴＳ×Ｅｌを高める作用を併せ持つことも判明し
た。
を促進する成分であり、疲労限度比を高めるが、その複
合組織化作用は両者の複合添加により更に高まり、疲労
限度比を一段と高めることが判明した。また、この複合
添加はＴＳ×Ｅｌを高める作用を併せ持つことも判明し
た。
【００３７】なお、急速冷却速度の上限は作用上に制限
はないので装置能力に応じて設けて良いことが判明し
た。
はないので装置能力に応じて設けて良いことが判明し
た。
【００３８】更に含有Ｓｉが０．１％以上の時は、鋼片
の加熱温度が１１７０℃を超えると、ファヤライト（Ｆ
ａｙａｌｉｔｅ）つまり２ＦｅＯ・ＳｉＯ2の生成によ
るＳｉスケールにより表面性状の劣化が避けられないの
で、より高い疲労限度比を必要とするときは、加熱は鋼
片温度が１１７０℃以下になる加熱温度を用いるか、鋼
片温度を１１７０℃以上とした後上記Ｓｉスケールを溶
削除去すると良いことが判明した。
の加熱温度が１１７０℃を超えると、ファヤライト（Ｆ
ａｙａｌｉｔｅ）つまり２ＦｅＯ・ＳｉＯ2の生成によ
るＳｉスケールにより表面性状の劣化が避けられないの
で、より高い疲労限度比を必要とするときは、加熱は鋼
片温度が１１７０℃以下になる加熱温度を用いるか、鋼
片温度を１１７０℃以上とした後上記Ｓｉスケールを溶
削除去すると良いことが判明した。
【００３９】本発明者等は以上の事実から、上記した成
分・製造条件のみが、本発明の課題を達成する鋼板を作
り出すことを知見したのである。
分・製造条件のみが、本発明の課題を達成する鋼板を作
り出すことを知見したのである。
【００４０】
【実施例】（１）供試鋼の成分 （表１に示
す） （２）圧延条件 （表２に示す） （３）冷却条件 （表２に示す） （４）耐久疲労性 （表３に示す） （５）表層・表面状況 （表３に示す）
す） （２）圧延条件 （表２に示す） （３）冷却条件 （表２に示す） （４）耐久疲労性 （表３に示す） （５）表層・表面状況 （表３に示す）
【００４１】
【表１】
【００４２】（注）Ａ鋼は上表の外ＲＥＭを０．００５
％含む。
％含む。
【００４３】Ｂ鋼は上表の外Ｃａを０．００３４％含
む。
む。
【００４４】Ｃ鋼は上表の外Ｃａを０．００２８％含
む。
む。
【００４５】表２及び表３に本発明の実施例を比較例と
共に示す。
共に示す。
【００４６】
【表２】
【００４７】
【表３】
【００４８】比較例で圧延終了温度が本発明の下限を割
った鋼番１，２は、表層に粗大フェライト粒径と混粒が
発生し、また比較例で圧延終了温度が本発明の上限を超
えた鋼番６は、フェライト粒径、第２相粒径が粗大化
し、更に第２相ベイナイトが混入し、２０μｍを超える
粗大な第２相が出現し、また、比較例で圧延後の、冷却
速度が本発明の下限に達しなかった鋼番７、空冷・保持
時間が本発明の上限を超えた鋼番９は共にフェライト粒
径及び第２相粒径が粗大化し、共に疲労限度比は目標の
０．５２に達しなかった。
った鋼番１，２は、表層に粗大フェライト粒径と混粒が
発生し、また比較例で圧延終了温度が本発明の上限を超
えた鋼番６は、フェライト粒径、第２相粒径が粗大化
し、更に第２相ベイナイトが混入し、２０μｍを超える
粗大な第２相が出現し、また、比較例で圧延後の、冷却
速度が本発明の下限に達しなかった鋼番７、空冷・保持
時間が本発明の上限を超えた鋼番９は共にフェライト粒
径及び第２相粒径が粗大化し、共に疲労限度比は目標の
０．５２に達しなかった。
【００４９】また、比較例で空冷・保持時間が本発明の
下限を割った鋼番８、空冷・保持温度域が本発明の上限
・下限を外れ、フェライトの生成不足のためベイナイト
の生成量が多くなり、またその粒径も大きくなった鋼番
１１，１２，また比較例で空冷・保持後の急速冷却の冷
却速度が本発明の下限を割った鋼番１０，巻取温度（冷
却終了温度）が本発明の上限を超えた鋼番１３，１４は
第２相にベイナイトが混入し共に疲労限度比は目標の
０．５２に達しなかった。
下限を割った鋼番８、空冷・保持温度域が本発明の上限
・下限を外れ、フェライトの生成不足のためベイナイト
の生成量が多くなり、またその粒径も大きくなった鋼番
１１，１２，また比較例で空冷・保持後の急速冷却の冷
却速度が本発明の下限を割った鋼番１０，巻取温度（冷
却終了温度）が本発明の上限を超えた鋼番１３，１４は
第２相にベイナイトが混入し共に疲労限度比は目標の
０．５２に達しなかった。
【００５０】これ等に較べ、鋼番３〜５，１５〜２１の
本発明例は、表層粗大フェライト粒及び表層混粒がな
く、フェライト粒径、第２相粒径、表面スケール性状は
良好な領域にあり、ベイナイトの第２相混入及び第２相
粒の粗大化がみられず、疲労限度比は目標の０．５２以
上を示した。
本発明例は、表層粗大フェライト粒及び表層混粒がな
く、フェライト粒径、第２相粒径、表面スケール性状は
良好な領域にあり、ベイナイトの第２相混入及び第２相
粒の粗大化がみられず、疲労限度比は目標の０．５２以
上を示した。
【００５１】また、鋼番２１の本発明例は、加熱温度が
１１７０℃を超え、鋼材の表面溶削を行わなかったもの
である。本例は表面スケール性状は求められているレベ
ルを示す「良好」であり、耐久疲労性は目標の０．５２
を超えた。
１１７０℃を超え、鋼材の表面溶削を行わなかったもの
である。本例は表面スケール性状は求められているレベ
ルを示す「良好」であり、耐久疲労性は目標の０．５２
を超えた。
【００５２】
【発明の効果】本発明は、特にＳｉとＣｒの添加条件と
ＳｉとＣｒの相互関係を限定した加工用熱延高強度鋼を
８２０℃〜９００℃の温度範囲で圧延後、所定の急冷、
続いて空冷又は保持後に再び急冷をする３段階冷却を行
うことにより、当業分野に所望されている疲労限度比が
０．５２以上の優れた耐久疲労性を備えた加工用熱延高
強度鋼板を製造する方法を確立したものであって、得ら
れる疲労限度比は安定し、その鋼材の生産性は高く経済
性に優れているので、本鋼板の製造者、使用者共に得ら
れる効果は大きい。
ＳｉとＣｒの相互関係を限定した加工用熱延高強度鋼を
８２０℃〜９００℃の温度範囲で圧延後、所定の急冷、
続いて空冷又は保持後に再び急冷をする３段階冷却を行
うことにより、当業分野に所望されている疲労限度比が
０．５２以上の優れた耐久疲労性を備えた加工用熱延高
強度鋼板を製造する方法を確立したものであって、得ら
れる疲労限度比は安定し、その鋼材の生産性は高く経済
性に優れているので、本鋼板の製造者、使用者共に得ら
れる効果は大きい。
【図１】最表層粗大フェライト粒の有無と混粒層の深さ
と圧延終了温度の関係を示す図である。
と圧延終了温度の関係を示す図である。
【図２】フェライトの平均粒径と第２相の平均粒径及び
２０μｍ以上の粒の出現の有無と圧延終了温度の関係を
示す図である。
２０μｍ以上の粒の出現の有無と圧延終了温度の関係を
示す図である。
【図３】疲労限度比と圧延終了温度の関係を示す図であ
る。
る。
【図４】第２相占積率と疲労限度比及び巻き取り温度の
関係を示す図である。
関係を示す図である。
【図５】鋼板成分と加熱温度が疲労限度比ＴＳ×Ｅｌに
及ぼす関係を示す図である。
及ぼす関係を示す図である。
【図６】耐久疲労性が低い従来の鋼板の表層の状態を模
式的に示す図である。
式的に示す図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 池永 則夫 大分県大分市大字西ノ洲１番地 新日本 製鐵株式会社 大分製鐵所内 (72)発明者 水井 正也 大分県大分市大字西ノ洲１番地 新日本 製鐵株式会社 大分製鐵所内 (72)発明者 阿部 博 大分県大分市大字西ノ洲１番地 新日本 製鐵株式会社 大分製鐵所内 (56)参考文献 特開 平４−235219（ＪＰ，Ａ) 特開 昭57−145925（ＪＰ，Ａ) 特許2137285（ＪＰ，Ｂ２) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C21D 9/46,8/02 C22C 38/00 - 38/60
Claims (4)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ：０．０５〜０．１５％ Ｐ：≦０．０２０％ Ｓｉ：１．５％超〜２．０％ Ｓ：≦０．０１０％ Ｍｎ：０．５〜２．０％ とＡｌ、不可避的成分及び残部Ｆｅからなる鋼を８２０
℃〜９００℃の範囲で圧延後、３０℃／ｓｅｃ以上の冷
却速度で７６０℃〜６００℃の温度域迄冷却し、この温
度域で３秒〜１５秒の間空冷又は保持した後、この温度
域から２００℃以下の温度域迄３０℃／ｓｅｃ以上の冷
却速度で冷却することを特徴とする耐久疲労性に優れた
加工用熱延高強度鋼板の製造方法。 - 【請求項２】 重量％で、 Ｃ：０．０５〜０．１５％ Ｐ：≦０．０２０％ Ｓｉ：１．５％超〜２．０％ Ｓ：≦０．０１０％ Ｍｎ：０．５〜２．０％ とＡｌ、不可避的成分及び残部Ｆｅからなる鋼を１１７
０℃以下に加熱し、８２０℃〜９００℃の範囲で圧延
後、３０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で７６０℃〜６００
℃の温度域迄冷却し、この温度域で３秒〜１５秒の間空
冷又は保持した後、この温度域から２００℃以下の温度
域迄３０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却することを特
徴とする耐久疲労性に優れた加工用熱延高強度鋼板の製
造方法。 - 【請求項３】 重量％で、 Ｃ：０．０５〜０．１５％ Ｐ：≦０．０２０％ Ｓｉ：１．５％超〜２．０％ Ｓ：≦０．０１０％ Ｍｎ：０．５〜２．０％ Ｃｒ：０．０１〜
０．３０％ とＡｌ、不可避的成分及び残部Ｆｅからなる鋼を８２０
℃〜９００℃の範囲で圧延後、３０℃／ｓｅｃ以上の冷
却速度で７６０℃〜６００℃の温度域迄冷却し、この温
度域で３秒〜１５秒の間空冷又は保持した後、この温度
域から２００℃以下の温度域迄３０℃／ｓｅｃ以上の冷
却速度で冷却することを特徴とする耐久疲労性に優れた
加工用熱延高強度鋼板の製造方法。 - 【請求項４】 重量％で Ｃ：０．０５〜０．１５％ Ｐ：≦０．０２０％ Ｓｉ：１．５％超〜２．０％ Ｓ：≦０．０１０％ Ｍｎ：０．５〜２．０％ Ｃｒ：０．０１〜
０．３０％ とＡｌ、不可避的成分及び残部Ｆｅからなる鋼を１１７
０℃以下に加熱し、８２０℃〜９００℃の範囲で圧延
後、３０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で７６０℃〜６００
℃の温度域迄冷却し、この温度域で３秒〜１５秒の間空
冷又は保持した後、この温度域から２００℃以下の温度
域迄、３０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却することを
特徴とする耐久疲労性に優れた加工用熱延高強度鋼板の
製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3011330A JP3064021B2 (ja) | 1991-01-31 | 1991-01-31 | 耐久疲労性に優れた加工用熱延高強度鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3011330A JP3064021B2 (ja) | 1991-01-31 | 1991-01-31 | 耐久疲労性に優れた加工用熱延高強度鋼板の製造方法 |
Related Child Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP25945499A Division JP2000063986A (ja) | 1999-09-13 | 1999-09-13 | 耐久疲労性に優れた加工用熱延高強度鋼板 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH04246127A JPH04246127A (ja) | 1992-09-02 |
| JP3064021B2 true JP3064021B2 (ja) | 2000-07-12 |
Family
ID=11775023
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3011330A Expired - Lifetime JP3064021B2 (ja) | 1991-01-31 | 1991-01-31 | 耐久疲労性に優れた加工用熱延高強度鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3064021B2 (ja) |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP4543471B2 (ja) * | 2000-01-14 | 2010-09-15 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 板形状および加工性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法 |
| ATE490349T1 (de) * | 1999-09-29 | 2010-12-15 | Jfe Steel Corp | Stahlblech und verfahren zu dessen herstellung |
| US7615126B2 (en) | 2000-12-07 | 2009-11-10 | Nippon Steel Corporation | High strength hot rolled steel plate excellent in enlargeability and ductility and method for producing thereof |
-
1991
- 1991-01-31 JP JP3011330A patent/JP3064021B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH04246127A (ja) | 1992-09-02 |
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