JP3297082B2

JP3297082B2 - 疲労特性の優れた熱延高張力鋼板の製造方法

Info

Publication number: JP3297082B2
Application number: JP18672192A
Authority: JP
Inventors: 伸隆黒澤; 真事佐伯; 俊之加藤
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 1992-07-14
Filing date: 1992-07-14
Publication date: 2002-07-02
Anticipated expiration: 2017-07-02
Also published as: JPH0633140A

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、自動車用足回り部品等
の用途に用いて好適な高張力熱延鋼板の製造方法に関
し、特に、疲労特性に優れた熱延高張力鋼板を製造する
方法を提案する。

【０００２】

【従来の技術】近年、自動車業界では、乗員の安全確保
および車体軽量化による燃費向上の観点から、高張力鋼
板の需要が増大している。特に、自動車の足回り部品等
は重要な保安部品であり、高張力鋼板の使用に際しては
その加工性と同時に疲労特性が大きな問題となる。

【０００３】従来、疲労特性は、引張強度にほぼ比例す
ると言われ、鋼種による差は不明確であった。しかし、
このことについて、さらに詳細に検討してみると、疲労
特性の一つの指標である疲労限度比＝σ_W／σ_B〔ここ
で、σ_W: 疲労限強度(10⁷サイクル時間強度) 、σ_B：
引張強度〕は、表面性状やミクロ組織の種類等によって
異なっていることが判った。例えば、両振りの平面曲げ
疲労試験では、疲労限度比は0.40〜0.55程度の範囲にあ
るが、この疲労限度比が 0.5以上の場合に疲労特性に優
れた鋼板と言うことができる。

【０００４】このような疲労特性の優れた鋼板を得る方
法として、例えば特開平３−126813号公報には、表面性
状と表面組織の両者を制御する方法が示されている。し
かしながらこの方法は、疲労特性を向上させるのに有効
であるとはいえ、熱延終了温度及びその後の冷却パター
ンの厳密な制御が必要であり、わずかな制御ずれによっ
ても疲労特性が大きく低下してしまう場合があった。

【０００５】またホイールのような部品は、加工後、焼
付け塗装処理が施されるため、実際の使用に際しては、
原板の疲労特性以上に予歪＋焼付け時効処理後の疲労特
性が重要となる。このような処理後の疲労特性につい
て、一般的な傾向は知られていないが、少なくとも原板
より疲労特性が劣化するようでは好ましいとは言えな
い。

【０００６】

【発明が解決しようとする課題】本発明は、上記のよう
な現状に鑑みて開発されたもので、原板の疲労限界比が
0.5 以上でかつ、焼付け時効処理等を施しても良好な疲
労特性を維持できる熱延高張力鋼板の有利な製造方法を
提案することを目的とする。

【０００７】

【課題を解決するための手段】上掲の課題を克服するに
は、Ｃ：0.05〜0.20wt％（以下単に％で示す）、Si：0.
50〜2.00％、Mn：0.50〜2.00％、Al：0.01％以下および
Ｎ：0.003 〜0.020 ％を含有し、残部はFe及び不可避的
不純物からなる連続鋳造スラブを、1050〜1250℃に再加
熱後、 Ar₃〜(Ar₃＋100)℃で熱間圧延を終了し、ついで
平均冷却速度：30℃／秒以上の速度で 400℃以下の温度
域まで冷却したのち、巻取ることを特徴とする疲労特性
の優れた熱延高張力鋼板の製造方法が有利である。

【０００８】以下、本発明に想到するに至った実験結果
について説明する。さて疲労特性を左右する要因として
は、表面性状と組織の２つがある。このうちの組織的な
要因について、疲労特性改善のための実験と検討を繰り
返した。その結果、熱延ままの高張力鋼板においては、
フェライト−マルテンサイト組織のデュアルフェーズ鋼
と、フェライト−ベイナイト−オーステナイト組織の残
留オーステナイト鋼が、他の鋼種に比べて疲労限度比に
優れることが判明した。しかしながら、同じデュアルフ
ェーズ鋼であっても疲労限度比にかなりの差があったた
め、この点について、さらに検討を加えたところ、Ｃ：
0.09％、Si：1.0％、Mn：1.0 ％、Ｓ：0.002 ％の成分
系では、AlとＮの含有量の変化に応じて、疲労限度比が
大きく変化することが判った。

【０００９】図１及び図２にそれぞれ、疲労限度比とＮ
含有量及びAl含有量との関係を示す。なお図１の場合の
Al量は 0.005％であり、図２の場合のＮ量は50 ppmであ
る。また、圧延終了温度はいずれも 830℃で、コイル巻
取り温度は 300℃とした。図１より、疲労限度比を向上
させるためには、適当量のＮの含有が必要であること、
また図２より、Alを含有させると疲労限度比が低下する
ことが判った。

【００１０】上述したとおり、疲労限度比を向上させる
ためには、鋼中にある程度のＮを固溶させる必要がある
ことが判明したが、このようなＮの固溶は、常温での時
効現象として現れ、ストレッチャーストレインを生じさ
せる原因となるため、通常のプレス用鋼板では嫌われて
きた。しかしながら、高張力のデュアルフェーズ鋼で
は、時効性による欠点はないため、疲労特性の向上に寄
与することになるのである。

【００１１】また、このような成分系で、デュアルフェ
ーズ鋼を製造するには、 400℃以下のコイル巻取りが必
要であるが、かような条件下において、疲労限度比は、
図３に示すように良好な値をとることも併せて究明され
た。なお、この時の成分は、Ｃ：0.09％、Si：1.0 ％、
Mn：1.0 ％、Ｓ：0.002 ％、Al：0.005 ％、Ｎ：0.005
％、また圧延終了温度は 830℃である。以上のような実
験結果を踏まえ、さらに研究を進めた結果開発されたの
が、本発明鋼である。

【００１２】

【作用】次に、本発明において、素材の成分組成を前記
の範囲に限定した理由について説明する。Ｃ：0.05〜0.20％Ｃは、鋼板の強度を上昇させるのに有用な元素であり、
第二相の形成、フェライトへの固溶を通して疲労強度の
向上に有効に寄与する。しかしながら含有量が0.05％未
満ではこれらの効果を充分に達成できず、一方、0.20％
を超えて多量に添加すると溶接性が劣化するので、0.05
〜0.20％の範囲に限定した。

【００１３】Si：0.50〜2.00％ Siは、延性を劣化させることなしに、強度を上昇させる
有用元素であり、フェライト変態を助長し、オーステナ
イト中のＣを濃化させることにより、適切な第二相を形
成する。そのためには少なくとも0.50％の添加が必要で
あるが、2.00％を超えて添加すると、表面に赤スケール
と呼ばれる表面疵が生成し易くなり、かえって疲労強度
を低下させるので、0.50〜2.00％の範囲に限定した。

【００１４】Mn：0.50〜2.00％ Mnは、Ｃと同様、鋼の強化元素として有用な元素であ
り、適切な第二相を形成するためには0.50％以上を必要
とする。しかし2.00％を超える多量添加は、フェライト
変態を抑制し、第二相分率を高め過ぎて、かえって疲労
強度を劣化させるので0.50〜2.00％の範囲に限定した。

【００１５】Al：0.01％以下鋼を連続鋳造法で製造する場合には溶鋼の脱酸は不可欠
であり、かかる脱酸剤として通常はAlが使用される。従
って、本発明鋼においても、Alは不可避的に混入してく
るが、かかるAlがアルミナ（AlO₂) として存在している
と亀裂発生の起点となり、一方固溶状態にあると熱間圧
延の過程でアルミナイトライド（AlＮ)として析出し、
疲労に有効な固溶Ｎを減少させ、疲労強度を低下させ
る。従って、Alの混入は極力制限することが好ましい
が、0.01％以下で許容される。

【００１６】Ｎ：0.003 〜0.020 ％Ｎは、フェライト中に固溶することにより疲労強度の上
昇に有効に寄与する。そのためには少なくとも 0.003％
を必要とするが、 0.020％を超えて多量に添加すると著
しい時効劣化を生じると共に、ガス発生による巣欠陥が
生じ易くなるため、その含有量は 0.003〜0.020 ％の範
囲に限定した。

【００１７】次に、熱延条件について具体的に説明す
る。・スラブ加熱温度スラブ加熱温度は、仕上げ圧延を所定の温度範囲で終了
させるためには1050℃以上とする必要がある。とはい
え、加熱温度があまりに高くなると、強固なSiスケール
が発生し、表面性状の劣化が避けられないので、上限は
1250℃に設定した。

【００１８】・熱間圧延終了温度結晶粒微細化により疲労強度を向上させるためには、熱
間圧延終了温度は変態点を下回らない範囲でできるだけ
低温が好ましく、それ故 Ar₃〜(Ar₃＋100)℃の範囲に限
定した。

【００１９】・平均冷却速度冷却速度が遅い場合にはα変態後、α粒が成長、粗大化
し、微細化効果による強度向上が望めなくなるので、平
均冷却速度≧30℃／秒の速度で冷却するものとした。

【００２０】・巻取り温度巻取り温度が 400℃を超えると第二相がパーライトとな
り、デュアルフェーズ鋼としての特徴が得られないだけ
でなく、前掲図３にも示したように良好な疲労強度も得
られないので、 400℃以下で巻取るものとした。

【００２１】

【実施例】表１に示す種々の化学成分になる鋼を、表２
に示す圧延条件で熱延し、板厚：3.0 mmの熱延板に仕上
げた。得られた各熱延板から、圧延直角方向にJIS ５号
引張試験片及び平面曲げ疲労試験片を採取し、引張試験
及び平面曲げ疲労試験を行った。なお、平面曲げ疲労試
験は、10％の予歪を与えた後、 180℃，30分の焼付け塗
装相当の処理を施したものについても実施した。得られ
た結果を表３に示す。

【００２２】

【表１】

【００２３】

【表２】

【００２４】

【表３】

【００２５】表３から明らかなように、No.1, 2 はＮ量
が少なすぎるため、No.12 はＮ量が多すぎるため、No.1
6, 17, 18 はAl量が多すぎるため、それぞれ引張強度に
対応した疲労強度が得られていない。またNo.20 はMn量
が多すぎるため、所定の複合組織が得られず、延性、疲
労強度ともに低い。No.21 はSi量が多すぎるため、表面
状態が悪く、疲労強度も低い。No.22 はＣ量が少なすぎ
るため、疲労強度が低い。さらに、No.3, 5, 6, 8 はい
ずれも、圧延条件が本発明の適正範囲外であるため、所
定の複合組織が得られず、延性、疲労強度共に低い。こ
れに対し、この発明に従い得られた適合例はいずれも、
高延性と共に高疲労強度が得られている。しかも歪時効
処理後の疲労特性が原板の疲労強度よりも向上してお
り、優れた特性を維持しているといえる。

【００２６】

【発明の効果】以上説明したように本発明によれば、従
来鋼よりも優れた疲労特性を有する熱延高張力鋼板を得
ることができ、しかも得られる特性は安定し、その鋼板
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。

【図面の簡単な説明】

【図１】Ｎ含有量と疲労限度比との関係を示すグラフで
ある。

【図２】Al含有量と疲労限度比との関係を示すグラフで
ある。

【図３】コイル巻取り温度と疲労限度比との関係を示す
グラフである。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献特開平５−195150（ＪＰ，Ａ) 特開平３−126813（ＪＰ，Ａ) 特開平４−235219（ＪＰ，Ａ) 特開平２−267218（ＪＰ，Ａ) 特開昭63−24418（ＪＰ，Ａ) 特開昭58−167750（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.⁷，ＤＢ名) C21D 8/02 - 8/04 C21D 9/46 - 9/48 C22C 38/00 - 38/60

Claims

(57)【特許請求の範囲】

【請求項１】Ｃ：0.05〜0.20wt％、 Si：0.50〜2.00wt％、 Mn：0.50〜2.00wt％、 Al：0.01wt％以下およびＮ：0.003 〜0.020 wt％を含有し、残部はFe及び不可避的不純物からなる連続鋳
造スラブを、1050〜1250℃に再加熱後、 Ar₃〜(Ar₃＋10
0)℃で熱間圧延を終了し、ついで平均冷却速度：30℃／
秒以上の速度で 400℃以下の温度域まで冷却したのち、
巻取ることを特徴とする疲労特性の優れた熱延高張力鋼
板の製造方法。