JP3451820B2 - 切り欠き疲労性に優れる熱延鋼板とその製造方法 - Google Patents
切り欠き疲労性に優れる熱延鋼板とその製造方法Info
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- JP3451820B2 JP3451820B2 JP00938596A JP938596A JP3451820B2 JP 3451820 B2 JP3451820 B2 JP 3451820B2 JP 00938596 A JP00938596 A JP 00938596A JP 938596 A JP938596 A JP 938596A JP 3451820 B2 JP3451820 B2 JP 3451820B2
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、自動車の足回り部
品、主にホィールディスクなどの素材として用いられ
る、TS：540N以上の熱延鋼板、特に、プレスにより成形
された打ち抜き端面より発生する疲労に対する疲労特性
を改善する熱延鋼板とその製造方法に関する。
品、主にホィールディスクなどの素材として用いられ
る、TS：540N以上の熱延鋼板、特に、プレスにより成形
された打ち抜き端面より発生する疲労に対する疲労特性
を改善する熱延鋼板とその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】熱延鋼板が使用されることの多い、自動
車の足回り部品は安全保安部品であることから、その静
的強度を必要とすることは言うまでもなく、疲労強度に
対しても十分考慮されなければならない。
車の足回り部品は安全保安部品であることから、その静
的強度を必要とすることは言うまでもなく、疲労強度に
対しても十分考慮されなければならない。
【０００３】また、近年燃費向上のための軽量化が進め
られている。この軽量化の方法の一つとして、強度を上
げて、板厚を減少させることが試みられており、ホィー
ルディスクに関しても、同様の目的から板厚の減少が行
われている。
られている。この軽量化の方法の一つとして、強度を上
げて、板厚を減少させることが試みられており、ホィー
ルディスクに関しても、同様の目的から板厚の減少が行
われている。
【０００４】ホィールディスクの疲労の起点となりやす
いのは、ハット部および風穴と呼ばれる負荷応力のかか
る部分である。ハット部の疲労特性は、ハット部の板厚
と母材強度に依存するところが大きい。このためプレス
方法の改善によるハット部の板厚増加方法などが研究さ
れている。また、母材についても同じTSレベルでも疲労
強度が上昇する鋼板についての研究がなされている。
いのは、ハット部および風穴と呼ばれる負荷応力のかか
る部分である。ハット部の疲労特性は、ハット部の板厚
と母材強度に依存するところが大きい。このためプレス
方法の改善によるハット部の板厚増加方法などが研究さ
れている。また、母材についても同じTSレベルでも疲労
強度が上昇する鋼板についての研究がなされている。
【０００５】例えば、特開平３−126813号公報では最表
層の粗大なフェライトおよびベイナイトの発生を抑制
し、Siの不可避的量以上の添加を避けることにより表面
性状を良好とした耐久疲労比 (σW ／σB 、σW ：疲労
強度、σB ：引張強さ) が0.52以上の熱延鋼板の製造方
法について開示されている。
層の粗大なフェライトおよびベイナイトの発生を抑制
し、Siの不可避的量以上の添加を避けることにより表面
性状を良好とした耐久疲労比 (σW ／σB 、σW ：疲労
強度、σB ：引張強さ) が0.52以上の熱延鋼板の製造方
法について開示されている。
【０００６】また、特開平５−51646 号公報にはＣ量、
冷却速度、巻取り温度などを規定し疲労特性に悪影響を
与えるパーライトの生成を抑制し、Ｐ、Cuを添加するこ
とによる疲労特性の向上方法が開示されている。しか
し、これらはハット部の疲労特性向上には有効と思われ
るが、風穴部の疲労特性向上には効果が極めて小さい。
冷却速度、巻取り温度などを規定し疲労特性に悪影響を
与えるパーライトの生成を抑制し、Ｐ、Cuを添加するこ
とによる疲労特性の向上方法が開示されている。しか
し、これらはハット部の疲労特性向上には有効と思われ
るが、風穴部の疲労特性向上には効果が極めて小さい。
【０００７】今日、ホィールディスクの高強度、薄肉化
の障害となっているのは、ハット部ではなくむしろ風穴
部の疲労特性といえる。図１は母材 (平滑) および打抜
き穴試験片のそれぞれについて引張り疲労試験を行った
ときの結果をグラフにまとめたものである。図１から引
張り疲労試験では母材の高強度化に伴い、母材疲労特性
は向上するが、打ち抜き穴試験片の疲労特性は母材TS：
540N以上では上昇しない。
の障害となっているのは、ハット部ではなくむしろ風穴
部の疲労特性といえる。図１は母材 (平滑) および打抜
き穴試験片のそれぞれについて引張り疲労試験を行った
ときの結果をグラフにまとめたものである。図１から引
張り疲労試験では母材の高強度化に伴い、母材疲労特性
は向上するが、打ち抜き穴試験片の疲労特性は母材TS：
540N以上では上昇しない。
【０００８】また、打ち抜き面形状に関しては、特開平
５−51695 号公報には打ち抜き穴のバリが疲労破壊の起
点となり、バリ抑制のためには破断伸びを小さくするこ
とが有効であり、ｎ値の小さい材料が打ち抜き疲労性に
優れていることが開示されている。さらに特開平４−36
5813号公報には微細な析出物を多量に存在させることに
より鋼板のバリを小さくする方法が開示されている。
５−51695 号公報には打ち抜き穴のバリが疲労破壊の起
点となり、バリ抑制のためには破断伸びを小さくするこ
とが有効であり、ｎ値の小さい材料が打ち抜き疲労性に
優れていることが開示されている。さらに特開平４−36
5813号公報には微細な析出物を多量に存在させることに
より鋼板のバリを小さくする方法が開示されている。
【０００９】しかし、ホィールディスクの風穴部を観察
すると、打ち抜き疲労特性を劣化させるバリについて
は、すでにコイニング加工により消滅しており、今日の
ホィールディスクにおける風穴疲労特性はバリの形状や
有無に律束されないことがわかった。
すると、打ち抜き疲労特性を劣化させるバリについて
は、すでにコイニング加工により消滅しており、今日の
ホィールディスクにおける風穴疲労特性はバリの形状や
有無に律束されないことがわかった。
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】ここに、本発明の目的
は、風穴疲労特性の優れたホィールディスクを製造する
に適するTS:540N 以上のプレス打抜端面からの疲労特性
に優れた熱延鋼板とその製造方法を提供することであ
る。
は、風穴疲労特性の優れたホィールディスクを製造する
に適するTS:540N 以上のプレス打抜端面からの疲労特性
に優れた熱延鋼板とその製造方法を提供することであ
る。
【００１１】本発明のより具体的な目的は伸び20％以
上、孔拡げ率80％以上、疲労限230N/mm2 以上を満足す
る風穴疲労特性の優れたホィールディスクを製造するに
適するTS:540N 以上のプレス打抜端面からの疲労特性に
優れた熱延鋼板とその製造方法を提供することである。
上、孔拡げ率80％以上、疲労限230N/mm2 以上を満足す
る風穴疲労特性の優れたホィールディスクを製造するに
適するTS:540N 以上のプレス打抜端面からの疲労特性に
優れた熱延鋼板とその製造方法を提供することである。
【００１２】
【課題を解決するための手段】かかる目的を達成すべく
本発明者らは、ホィールディスクの風穴部の疲労特性が
何に依存するか詳細に調査した結果、打ち抜き面の形状
や欠陥の有無に大きく依存しており、疲労の起点は破断
面あるいは剪断面／破断面の境界であることがわかっ
た。さらに、TS：540N以上の鋼板に関しては、打ち抜き
面形状や欠陥の有無が同等ならば、疲労特性はTS、組織
にほとんど依存しないことが判明した。
本発明者らは、ホィールディスクの風穴部の疲労特性が
何に依存するか詳細に調査した結果、打ち抜き面の形状
や欠陥の有無に大きく依存しており、疲労の起点は破断
面あるいは剪断面／破断面の境界であることがわかっ
た。さらに、TS：540N以上の鋼板に関しては、打ち抜き
面形状や欠陥の有無が同等ならば、疲労特性はTS、組織
にほとんど依存しないことが判明した。
【００１３】つまり、ホィールディスクの風穴疲労特性
向上のため、打ち抜き面の形状を良好にし、欠陥をなく
すことが重要である。そこで、打ち抜き面形状を良好と
する方法をさらに研究した結果、次のことが分かり、本
発明に至ったのである。
向上のため、打ち抜き面の形状を良好にし、欠陥をなく
すことが重要である。そこで、打ち抜き面形状を良好と
する方法をさらに研究した結果、次のことが分かり、本
発明に至ったのである。
【００１４】(1) 破断面の粗さを小さくするため結晶粒
径を小さくする。これにはオーステナイト粒径を微細に
する効果があるNbの添加が有効である。 (2) 破断面の欠陥を少なくするために、Mn、Ti、Nb、Cr
を適正な範囲で添加することが有効である。低温変態生
成物であるベイナイト、マルテンサイトを少量生成させ
ることも有効である。 (3) 破断面の欠陥になりやすいパーライトの生成を抑制
すること。このためには成分および冷却条件を規定する
ことが必要である。
径を小さくする。これにはオーステナイト粒径を微細に
する効果があるNbの添加が有効である。 (2) 破断面の欠陥を少なくするために、Mn、Ti、Nb、Cr
を適正な範囲で添加することが有効である。低温変態生
成物であるベイナイト、マルテンサイトを少量生成させ
ることも有効である。 (3) 破断面の欠陥になりやすいパーライトの生成を抑制
すること。このためには成分および冷却条件を規定する
ことが必要である。
【００１５】よって、本発明は、重量％で
Ｃ：0.03〜0.10％、 Si：０〜1.5 ％、 Mn：0.5
〜2.0 ％、 Ｐ：0.025 ％以下、 Ｓ：0.002 ％以下、 Ti：0.01
〜0.10％、 Nb：0.01〜0.10％、 Cr：0.3 〜1.0 ％、 Al：0.01
〜0.10％、 かつ下記(1) 式に示すＸの範囲： 2.0≦Ｘ≦4.0 、 さらに必要により、Ca：0.01％以下、 残部: 鉄および不可避的不純物 より成る鋼組成を有し、フェライトおよび少量のベイナ
イト、マルテンサイト組織からなる切り欠き疲労性およ
び孔拡げ性に優れた熱延鋼板であって、前記鋼組成の鋼
片を1230℃以上に加熱したのち、Ar3 点＋30℃以上の仕
上げ温度で熱間圧延を行い、次いで、30℃/S以上の冷却
速度で750 〜600 ℃に冷却し、この温度域で３〜15S 空
冷し、さらに30℃/S以上の冷却速度で300 ℃以下の温度
にまで冷却してからその温度で巻取ることにより前記組
織とし、孔拡げ率80％以上の特性を有するようにした熱
延鋼板である。
〜2.0 ％、 Ｐ：0.025 ％以下、 Ｓ：0.002 ％以下、 Ti：0.01
〜0.10％、 Nb：0.01〜0.10％、 Cr：0.3 〜1.0 ％、 Al：0.01
〜0.10％、 かつ下記(1) 式に示すＸの範囲： 2.0≦Ｘ≦4.0 、 さらに必要により、Ca：0.01％以下、 残部: 鉄および不可避的不純物 より成る鋼組成を有し、フェライトおよび少量のベイナ
イト、マルテンサイト組織からなる切り欠き疲労性およ
び孔拡げ性に優れた熱延鋼板であって、前記鋼組成の鋼
片を1230℃以上に加熱したのち、Ar3 点＋30℃以上の仕
上げ温度で熱間圧延を行い、次いで、30℃/S以上の冷却
速度で750 〜600 ℃に冷却し、この温度域で３〜15S 空
冷し、さらに30℃/S以上の冷却速度で300 ℃以下の温度
にまで冷却してからその温度で巻取ることにより前記組
織とし、孔拡げ率80％以上の特性を有するようにした熱
延鋼板である。
【００１６】また別の面からは本発明は上記鋼組成を有
する鋼片を1230℃以上に加熱したのち、Ar3 点＋30℃以
上の仕上げ温度で熱間圧延を行い、次いで、30℃/S以上
の冷却速度で 750〜600 ℃に冷却し、この温度域で３〜
15S 空冷し、さらに30℃/S以上の冷却速度で300 ℃以下
の温度にまで冷却してからその温度で巻取ることを特徴
とするフェライトおよび少量のベイナイト、マルテンサ
イト組織からなる切り欠き疲労性に優れた熱延鋼板の製
造方法である。 Ｘ＝0.8 Mn＋５Ti＋７Nb＋３Cr ・・・ (1)
する鋼片を1230℃以上に加熱したのち、Ar3 点＋30℃以
上の仕上げ温度で熱間圧延を行い、次いで、30℃/S以上
の冷却速度で 750〜600 ℃に冷却し、この温度域で３〜
15S 空冷し、さらに30℃/S以上の冷却速度で300 ℃以下
の温度にまで冷却してからその温度で巻取ることを特徴
とするフェライトおよび少量のベイナイト、マルテンサ
イト組織からなる切り欠き疲労性に優れた熱延鋼板の製
造方法である。 Ｘ＝0.8 Mn＋５Ti＋７Nb＋３Cr ・・・ (1)
【００１７】
【発明の実施の形態】次に、本発明において鋼組成およ
び熱間圧延条件を上述のように限定した理由について、
その作用効果とともに詳細に説明する。まず、本発明に
おいて上述のように化学組成を定める理由を作用効果と
ともに述べる。「％」は「重量％」を意味する。
び熱間圧延条件を上述のように限定した理由について、
その作用効果とともに詳細に説明する。まず、本発明に
おいて上述のように化学組成を定める理由を作用効果と
ともに述べる。「％」は「重量％」を意味する。
【００１８】Ｃ：0.03〜0.10％
Ｃは強度、組織に影響が最も大きい元素である。Ｃが0.
03％以下では、540N以上の強度を得ることが難しく、打
ち抜き疲労性に有効な低温変態生成物が生成しにくくな
るため、下限を0.03％とした。一方、Ｃが0.10％を越え
ると、打ち抜き疲労性、孔広げ性に悪影響を及ぼすパー
ライトの析出が避けられないため、上限を設定した。好
ましくは、0.05〜0.07％である。
03％以下では、540N以上の強度を得ることが難しく、打
ち抜き疲労性に有効な低温変態生成物が生成しにくくな
るため、下限を0.03％とした。一方、Ｃが0.10％を越え
ると、打ち抜き疲労性、孔広げ性に悪影響を及ぼすパー
ライトの析出が避けられないため、上限を設定した。好
ましくは、0.05〜0.07％である。
【００１９】Si：０〜1.5 ％
Siは、加工性の劣化が少なく、強度を上昇させるのに有
効な元素であるが、Si添加により、鋼板表面にスケール
疵が発生する。このため、用途に応じて添加の有無を決
定する必要があるが、TS：590N以下では、Si無添加によ
る特性の劣化は少ないので添加しないことが望ましい。
一方、Siが1.5 ％を越えるとホィールリムとのスポット
溶接性が劣化するため上限を設定した。TS：590 N/mm2
以上では好ましくは1.2 ％以下である。
効な元素であるが、Si添加により、鋼板表面にスケール
疵が発生する。このため、用途に応じて添加の有無を決
定する必要があるが、TS：590N以下では、Si無添加によ
る特性の劣化は少ないので添加しないことが望ましい。
一方、Siが1.5 ％を越えるとホィールリムとのスポット
溶接性が劣化するため上限を設定した。TS：590 N/mm2
以上では好ましくは1.2 ％以下である。
【００２０】Mn：0.5 〜2.0 ％
Mnは母材のTSを上昇させると共に、Ti、Nb、Crと複合添
加することで打ち抜き面性状が良好となり、打ち抜き疲
労特性も向上する。その効果は0.5 ％以上で現れる。ま
た、1.5 ％を越えると、硬質なマルテンサイトが多量に
生成するため、孔広げ性が低下する。好ましくは、0.8
〜1.5 ％である。
加することで打ち抜き面性状が良好となり、打ち抜き疲
労特性も向上する。その効果は0.5 ％以上で現れる。ま
た、1.5 ％を越えると、硬質なマルテンサイトが多量に
生成するため、孔広げ性が低下する。好ましくは、0.8
〜1.5 ％である。
【００２１】Ｐ：0.025 ％以下
Ｐは母材強度を増すのに有効な元素であるが、0.025 ％
超添加するとバンド組織を形成しやすくなり、孔拡げ性
が劣化する。このため、Ｐは少ないほど望ましいが、0.
025 ％以下では特性の劣化はほとんどみられないため、
上限を0.025 ％とした。好ましくは0.015 ％以下であ
る。
超添加するとバンド組織を形成しやすくなり、孔拡げ性
が劣化する。このため、Ｐは少ないほど望ましいが、0.
025 ％以下では特性の劣化はほとんどみられないため、
上限を0.025 ％とした。好ましくは0.015 ％以下であ
る。
【００２２】Ｓ：0.002 ％以下
ＳもMnS として鋼中に存在し、孔拡げ性を著しく劣化さ
せる。Ｓも極力少なくすることが望ましいが、0.002 ％
までは孔拡げ性の劣化はあまり見られないため上限を0.
002 ％とした。好ましくは0.0008％以下である。
せる。Ｓも極力少なくすることが望ましいが、0.002 ％
までは孔拡げ性の劣化はあまり見られないため上限を0.
002 ％とした。好ましくは0.0008％以下である。
【００２３】Ti：0.01〜0.10％以下
TiはMn、Nb、Crと複合添加することで打ち抜き面性状が
良好となり、打ち抜き疲労性が向上する。この効果を得
るためには0.01％以上添加する必要がある。一方、0.10
％を越えても疲労特性向上に効果が見られないことか
ら、上限を0.10％とした。好ましくは、0.02〜0.05％で
ある。
良好となり、打ち抜き疲労性が向上する。この効果を得
るためには0.01％以上添加する必要がある。一方、0.10
％を越えても疲労特性向上に効果が見られないことか
ら、上限を0.10％とした。好ましくは、0.02〜0.05％で
ある。
【００２４】Nb：0.01〜0.10％
NbはTiと同様に、Mn、Ti、Crと複合添加することで打ち
抜き面性状が良好となり、打ち抜き疲労性が向上する
が、単独添加でも結晶粒径の微細化に効果が大きく、破
断面の粗さを大きく改善する効果がある。この効果を得
るためには0.01％以上添加する必要がある。一方、0.10
％を越えても疲労特性向上に効果が見られないことか
ら、上限を0.10％とした。好ましくは、0.02〜0.07％で
ある。
抜き面性状が良好となり、打ち抜き疲労性が向上する
が、単独添加でも結晶粒径の微細化に効果が大きく、破
断面の粗さを大きく改善する効果がある。この効果を得
るためには0.01％以上添加する必要がある。一方、0.10
％を越えても疲労特性向上に効果が見られないことか
ら、上限を0.10％とした。好ましくは、0.02〜0.07％で
ある。
【００２５】Cr：0.3 〜1.0 ％
CrもMn、Ti、Nbと複合添加することで打ち抜き疲労特性
が向上する。この効果を得るためには0.3 ％以上添加す
る必要がある。一方、1.0 ％を越えても疲労特性向上に
効果が見られないことから、上限を1.0 ％とした。好ま
しくは、0.5 〜0.8 ％である。
が向上する。この効果を得るためには0.3 ％以上添加す
る必要がある。一方、1.0 ％を越えても疲労特性向上に
効果が見られないことから、上限を1.0 ％とした。好ま
しくは、0.5 〜0.8 ％である。
【００２６】Al：0.01〜0.10％
Alは脱酸材として必要であり、0.01％未満では脱酸が不
十分となり介在物が増加する。また、0.10％以上添加す
ると、Alの酸化物が鋼中に残存することがある。このた
め上限を0.10％とした。好ましくは、0.01〜0.05％であ
る。
十分となり介在物が増加する。また、0.10％以上添加す
ると、Alの酸化物が鋼中に残存することがある。このた
め上限を0.10％とした。好ましくは、0.01〜0.05％であ
る。
【００２７】Ca：0.01％以下
Caは孔拡げ性に有害なMnS を球状化し無害にすることが
できる。このため、微量のMnS の有無も孔拡げ性に大き
く影響する690N以上の鋼板にはCaを添加することが望ま
しい。
できる。このため、微量のMnS の有無も孔拡げ性に大き
く影響する690N以上の鋼板にはCaを添加することが望ま
しい。
【００２８】Ｘ：2.0 〜4.0
Ｘは打ち抜き面性状、打ち抜き疲労性に影響が大きい。
Ｘが2.0 未満の場合、剪断面が長くなり、破断面にも大
きなクラックが入り、そこを起点として疲労亀裂が発達
する。従って下限を2.0 とした。一方、4.0 超では剪断
面／破断面の境界に微小なクラックが入る。境界は加工
硬化されているためわずかなクラックが打ち抜き疲労性
を大幅に低下させる。従って上限を4.0 とした。
Ｘが2.0 未満の場合、剪断面が長くなり、破断面にも大
きなクラックが入り、そこを起点として疲労亀裂が発達
する。従って下限を2.0 とした。一方、4.0 超では剪断
面／破断面の境界に微小なクラックが入る。境界は加工
硬化されているためわずかなクラックが打ち抜き疲労性
を大幅に低下させる。従って上限を4.0 とした。
【００２９】次に製造条件の限定理由について説明す
る。
る。
【００３０】加熱温度：1230℃以上
打ち抜き面性状に影響がある、Ti、Nbは固溶状態におい
て効果がある。従って鋳込み時に析出した粗大なTiC 、
NbC を再固溶させるためには1230℃以上とする必要があ
る。また、スケールロスや燃料費などから加熱温度は13
00℃以下とすることが望ましい。
て効果がある。従って鋳込み時に析出した粗大なTiC 、
NbC を再固溶させるためには1230℃以上とする必要があ
る。また、スケールロスや燃料費などから加熱温度は13
00℃以下とすることが望ましい。
【００３１】熱延仕上げ温度：Ar3 点＋30℃以上
Ar3 点近傍で熱間圧延を仕上げると、板厚中心付近にバ
ンド組織が形成されることが多い。このバンド組織は孔
拡げ性を劣化させる原因となるため、Ar3 ＋30℃以上で
熱間圧延を仕上げる必要がある。好ましくは、Ar3 点＋
30℃〜Ar3 点＋40℃である。
ンド組織が形成されることが多い。このバンド組織は孔
拡げ性を劣化させる原因となるため、Ar3 ＋30℃以上で
熱間圧延を仕上げる必要がある。好ましくは、Ar3 点＋
30℃〜Ar3 点＋40℃である。
【００３２】仕上げ圧延直後冷却速度：30℃/S以上
仕上げ圧延直後の冷却速度が遅いと、孔拡げ性、打ち抜
き疲労性に有害なパーライトが析出する。本発明ではこ
のときの冷却速度を30℃/S以上とする。上限は特に限定
することはないが、好ましくは 100℃/S以下、より好ま
しくは、50〜90℃/Sである。
き疲労性に有害なパーライトが析出する。本発明ではこ
のときの冷却速度を30℃/S以上とする。上限は特に限定
することはないが、好ましくは 100℃/S以下、より好ま
しくは、50〜90℃/Sである。
【００３３】空冷温度：750 〜600 ℃、空冷時間：３〜
10S 空冷温度が750 ℃を越える場合もパーライトが析出す
る。一方、空冷温度が600 ℃未満と低い場合、あるいは
急冷時間が3Sより短い場合、フェライトの成長が不十分
となり、成分によりベイナイトが多量に生成される。こ
れは伸びの劣化だけでなく、打ち抜き疲労特性も劣化す
る。
10S 空冷温度が750 ℃を越える場合もパーライトが析出す
る。一方、空冷温度が600 ℃未満と低い場合、あるいは
急冷時間が3Sより短い場合、フェライトの成長が不十分
となり、成分によりベイナイトが多量に生成される。こ
れは伸びの劣化だけでなく、打ち抜き疲労特性も劣化す
る。
【００３４】しかし、空冷時間が10S 超と長くなりすぎ
るとＣの濃縮が進みパーライトが析出するかあるいはそ
の後の冷却過程においてマルテンサイトが多量に生成さ
れる。これは、孔拡げ性の劣化だけでなく、打ち抜き疲
労特性も劣化させる。好適空冷温度は、720 〜650 ℃で
あり、また好適空冷時間は５〜９S である。
るとＣの濃縮が進みパーライトが析出するかあるいはそ
の後の冷却過程においてマルテンサイトが多量に生成さ
れる。これは、孔拡げ性の劣化だけでなく、打ち抜き疲
労特性も劣化させる。好適空冷温度は、720 〜650 ℃で
あり、また好適空冷時間は５〜９S である。
【００３５】空冷後冷却速度：30℃/S以上
空冷後、再び30℃/S以上の冷却速度を必要とするのもパ
ーライトの析出を抑制するためである。このときも上限
は特に限定することはないが、好ましくは80℃/S以下、
より好ましくは、50〜80℃/Sである。
ーライトの析出を抑制するためである。このときも上限
は特に限定することはないが、好ましくは80℃/S以下、
より好ましくは、50〜80℃/Sである。
【００３６】巻取り温度：300 ℃以下
打ち抜き面性状を改善する低温変態組織をわずかに得る
ため、300 ℃以下の巻き取りが必要である。好ましくは
200 〜250 ℃以下である。
ため、300 ℃以下の巻き取りが必要である。好ましくは
200 〜250 ℃以下である。
【００３７】
【実施例】表１の成分を有するスラブを表２の加熱温
度、圧延仕上げ温度、仕上げ圧延直後冷却速度、空冷温
度、空冷時間、空冷後冷却速度、巻取温度で、板厚2.9
ｍの熱延鋼板を製造した。この熱延鋼板を用いて、引張
特性、孔拡げ性、疲労限度を調査した。それらの結果
は、まとめて表２に示す。
度、圧延仕上げ温度、仕上げ圧延直後冷却速度、空冷温
度、空冷時間、空冷後冷却速度、巻取温度で、板厚2.9
ｍの熱延鋼板を製造した。この熱延鋼板を用いて、引張
特性、孔拡げ性、疲労限度を調査した。それらの結果
は、まとめて表２に示す。
【００３８】なお、本実施例における各試験方法は次の
通りである。引張試験はJIS ５号試験片により測定し、
圧延方向の特性値でもって引張特性を評価した。
通りである。引張試験はJIS ５号試験片により測定し、
圧延方向の特性値でもって引張特性を評価した。
【００３９】孔拡げ試験は図２(a) 、(b) にその試験要
領を示すように、試験片の寸法を150 mm角とし、その中
心に直径12mmの孔20を、パンチとダイスによる打ち抜き
により作製した。直径12mmをＤ0 とし、このときパンチ
とダイスのクリアランスは板厚の25％とした。打ち抜き
により孔を作製後、頂角が60°をなす孔拡げ用円錐パン
チをバリ側として、孔拡げ加工を行った。このとき試験
片はダイスにより抑えられ材料の流入がないようにし
た。判定はパンチを徐々に上げ、孔拡げを実施し、板厚
貫通割れが１つ発生した時点でパンチを止め、試験片を
試験機よりはずしたときの内径を２方向測定しその平均
値をＤ1 とした。
領を示すように、試験片の寸法を150 mm角とし、その中
心に直径12mmの孔20を、パンチとダイスによる打ち抜き
により作製した。直径12mmをＤ0 とし、このときパンチ
とダイスのクリアランスは板厚の25％とした。打ち抜き
により孔を作製後、頂角が60°をなす孔拡げ用円錐パン
チをバリ側として、孔拡げ加工を行った。このとき試験
片はダイスにより抑えられ材料の流入がないようにし
た。判定はパンチを徐々に上げ、孔拡げを実施し、板厚
貫通割れが１つ発生した時点でパンチを止め、試験片を
試験機よりはずしたときの内径を２方向測定しその平均
値をＤ1 とした。
【００４０】孔拡げ率(HEL) は(2) 式により計算で求め
た。 ＨＥＬ＝ (Ｄ1 −Ｄ0)／Ｄ0 ×100 ・・・ (2) 疲労試験は図３に示す試験片30を用いて実施した。試験
片30は板幅の1/4 〜1/4 幅より圧延方向に採取し、試験
片のエッジは機械加工を施し、バリなどは紙ヤスリで除
去した。その後、直径12mmの孔40を打ち抜きにより作製
した。そのときのクリアランスは25％とした。母材 (平
滑材) の引張り疲労試験片は23mm幅で実施した。図中の
数字は寸法(mm)を示す。板厚は2.9 mmであった。
た。 ＨＥＬ＝ (Ｄ1 −Ｄ0)／Ｄ0 ×100 ・・・ (2) 疲労試験は図３に示す試験片30を用いて実施した。試験
片30は板幅の1/4 〜1/4 幅より圧延方向に採取し、試験
片のエッジは機械加工を施し、バリなどは紙ヤスリで除
去した。その後、直径12mmの孔40を打ち抜きにより作製
した。そのときのクリアランスは25％とした。母材 (平
滑材) の引張り疲労試験片は23mm幅で実施した。図中の
数字は寸法(mm)を示す。板厚は2.9 mmであった。
【００４１】疲労試験は完全片振りの引張疲労で評価を
行った。引張疲労試験としたのはホィールディスクの風
穴部の応力状態に近いためである。結果は表２に示す。
表２に示す結果からも、本発明範囲内であるNo.A〜H で
は、引張特性、孔拡げ性、疲労特性のいずれも良好であ
ることがわかる。
行った。引張疲労試験としたのはホィールディスクの風
穴部の応力状態に近いためである。結果は表２に示す。
表２に示す結果からも、本発明範囲内であるNo.A〜H で
は、引張特性、孔拡げ性、疲労特性のいずれも良好であ
ることがわかる。
【００４２】それに対して、比較鋼であるNo.I〜Z で
は、引張特性、孔拡げ性、疲労特性の何れかが劣る結果
となっている。つまり、No.IではＣ添加量が多いため、
フェライト、ベイナイト、パーライトの混粒組織となり
EL、および疲労特性に劣化が見られる。No.JもMnが過剰
に添加されているためマルテンサイトが多量に生成し、
特性の劣化が見られる。No.K、L については P、S が孔
拡げ性を劣化させていることがわかる。また、No.M、O
はTi、Nb、Crを多量に添加してもその効果が飽和される
ことを表している。一方、No.N、P 、R はTi、Nb、Crの
添加量が少ないため、疲労性の劣化が見られる。さらに
No.S、T はそれぞれの成分は本発明の範囲内であるが、
疲労特性に影響を及ぼすＸが本発明の範囲よりはずれて
おり、それが疲労性の劣化をもたらした。
は、引張特性、孔拡げ性、疲労特性の何れかが劣る結果
となっている。つまり、No.IではＣ添加量が多いため、
フェライト、ベイナイト、パーライトの混粒組織となり
EL、および疲労特性に劣化が見られる。No.JもMnが過剰
に添加されているためマルテンサイトが多量に生成し、
特性の劣化が見られる。No.K、L については P、S が孔
拡げ性を劣化させていることがわかる。また、No.M、O
はTi、Nb、Crを多量に添加してもその効果が飽和される
ことを表している。一方、No.N、P 、R はTi、Nb、Crの
添加量が少ないため、疲労性の劣化が見られる。さらに
No.S、T はそれぞれの成分は本発明の範囲内であるが、
疲労特性に影響を及ぼすＸが本発明の範囲よりはずれて
おり、それが疲労性の劣化をもたらした。
【００４３】No.U〜Z は製造条件がそれぞれ本発明の範
囲からはずれたものの例であるが、冷却速度、空冷温
度、時間巻取り温度が本発明の範囲からはずれたため、
組織的に打ち抜き面が劣化し疲労特性は劣化したことが
わかる。
囲からはずれたものの例であるが、冷却速度、空冷温
度、時間巻取り温度が本発明の範囲からはずれたため、
組織的に打ち抜き面が劣化し疲労特性は劣化したことが
わかる。
【００４４】また、図４は表２の結果にもとづき、Ｘ値
だけを種々変更したときのＸ値と疲労限についてまとめ
たグラフであり、図示のようにＸ以外は本発明範囲内で
あるとき、Ｘの値により打ち抜き疲労特性が大きく向上
する領域が見られる。つまりMn、Ti、Nb、Crは打ち抜き
面の性状に大きく影響し、打ち抜き疲労特性を改善する
ことができる。
だけを種々変更したときのＸ値と疲労限についてまとめ
たグラフであり、図示のようにＸ以外は本発明範囲内で
あるとき、Ｘの値により打ち抜き疲労特性が大きく向上
する領域が見られる。つまりMn、Ti、Nb、Crは打ち抜き
面の性状に大きく影響し、打ち抜き疲労特性を改善する
ことができる。
【００４５】
【表１】
【００４６】
【表２】
【００４７】
【発明の効果】以上説明したごとく、Ｃ、Mn等を適量添
加しMn、Ti、Nb、Crを添加する、および加熱温度や冷却
速度、空冷時間、温度さらに巻取り温度なども規定する
ことにより、打ち抜き面性状が大幅に改善され、その結
果として打ち抜き疲労性に優れた熱延鋼板を製造するこ
とが可能となる。これは主にホィールディスクなどの打
ち抜き面が繰り返し応力を受けて、疲労破壊の起点とな
りやすい部品に対してその疲労特性を向上させる手段と
して多大な効果を奏する。
加しMn、Ti、Nb、Crを添加する、および加熱温度や冷却
速度、空冷時間、温度さらに巻取り温度なども規定する
ことにより、打ち抜き面性状が大幅に改善され、その結
果として打ち抜き疲労性に優れた熱延鋼板を製造するこ
とが可能となる。これは主にホィールディスクなどの打
ち抜き面が繰り返し応力を受けて、疲労破壊の起点とな
りやすい部品に対してその疲労特性を向上させる手段と
して多大な効果を奏する。
【図１】引張疲労試験における、母材試験片 (打ち抜き
なし) と打ち抜き疲労試験片の疲労限に及ぼす母材TSの
影響を示したグラフである。
なし) と打ち抜き疲労試験片の疲労限に及ぼす母材TSの
影響を示したグラフである。
【図２】図２(a) 、(b) は孔拡げ試験要領を示したそれ
ぞれ試験片の平面図および断面説明図である。
ぞれ試験片の平面図および断面説明図である。
【図３】引張疲労試験片を示した側面図である。
【図４】Ｘ値(0.8Mn＋５Ti＋７Nb＋３Cr) が疲労特性に
及ぼす影響を示したグラフである。
及ぼす影響を示したグラフである。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
C22C 38/00 - 38/60
C21D 9/46
Claims (4)
- 【請求項１】 重量％で Ｃ：0.03〜0.10％、 Si：０〜1.5 ％、 Mn：0.5
〜2.0 ％、 Ｐ：0.025 ％以下、 Ｓ：0.002 ％以下、 Ti：0.01
〜0.10％、 Nb：0.01〜0.10％、 Cr：0.3 〜1.0 ％、 Al：0.01
〜0.10％、 かつ下記(1) 式に示すＸの範囲: 2.0≦Ｘ≦4.0 、 残部: 鉄および不可避的不純物 よりなる鋼組成を有し、フェライトおよび少量のベイナ
イト、マルテンサイト組織からなる切り欠き疲労性およ
び孔拡げ性に優れた熱延鋼板であって、前記鋼組成の鋼
片を1230℃以上に加熱したのち、Ar3 点＋30℃以上の仕
上げ温度で熱間圧延を行い、次いで、30℃/S以上の冷却
速度で750 〜600 ℃に冷却し、この温度域で３〜15S 空
冷し、さらに30℃/S以上の冷却速度で300 ℃以下の温度
にまで冷却してからその温度で巻取ることにより前記組
織とし、孔拡げ率80％以上の特性を有するようにした熱
延鋼板。 Ｘ＝0.8 Mn＋５Ti＋７Nb＋３Cr ・・・ (1) - 【請求項２】 前記鋼組成が、さらに、重量％で、Ca：
0.01％以下を含有する請求項１記載の切り欠き疲労性お
よび孔拡げ性に優れた熱延鋼板。 - 【請求項３】 重量％で Ｃ：0.03〜0.10％、 Si：０〜1.5 ％、 Mn：0.5
〜2.0 ％、 Ｐ：0.025 ％以下、 Ｓ：0.002 ％以下、 Ti：0.01
〜0.10％、 Nb：0.01〜0.10％、 Cr：0.3 〜1.0 ％、 Al：0.01
〜0.10％、 かつ下記(1) 式に示すＸの範囲: 2.0≦Ｘ≦4.0 、 残部: 鉄および不可避的不純物 よりなる鋼組成を有する鋼片を1230℃以上に加熱したの
ち、Ar3 点＋30℃以上の仕上げ温度で熱間圧延を行い、
次いで、30℃/S以上の冷却速度で 750〜600 ℃に冷却
し、この温度域で３〜15S 空冷し、さらに30℃/S以上の
冷却速度で300 ℃以下の温度にまで冷却してからその温
度で巻取ることを特徴とするフェライトおよび少量のベ
イナイト、マルテンサイト組織からなる切り欠き疲労性
および孔拡げ性に優れた熱延鋼板の製造方法。 Ｘ＝0.8 Mn＋５Ti＋７Nb＋３Cr ・・・ (1) - 【請求項４】 前記鋼組成が、さらに、重量％で、Ca：
0.01％以下を含有する請求項３記載の切り欠き疲労性お
よび孔拡げ性に優れた熱延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP00938596A JP3451820B2 (ja) | 1996-01-23 | 1996-01-23 | 切り欠き疲労性に優れる熱延鋼板とその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP00938596A JP3451820B2 (ja) | 1996-01-23 | 1996-01-23 | 切り欠き疲労性に優れる熱延鋼板とその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH09202940A JPH09202940A (ja) | 1997-08-05 |
| JP3451820B2 true JP3451820B2 (ja) | 2003-09-29 |
Family
ID=11718990
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP00938596A Expired - Fee Related JP3451820B2 (ja) | 1996-01-23 | 1996-01-23 | 切り欠き疲労性に優れる熱延鋼板とその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3451820B2 (ja) |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP4404004B2 (ja) * | 2005-05-11 | 2010-01-27 | 住友金属工業株式会社 | 高張力熱延鋼板とその製造方法 |
| JP4518029B2 (ja) * | 2006-02-13 | 2010-08-04 | 住友金属工業株式会社 | 高張力熱延鋼板とその製造方法 |
| CA2860165C (en) * | 2012-01-05 | 2016-12-06 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Hot-rolled steel sheet and manufacturing method thereof |
| CN106834915B (zh) * | 2016-12-06 | 2018-09-11 | 内蒙古包钢钢联股份有限公司 | 2～4mm厚800MPa级热轧双相钢的加工方法 |
| CN108504958B (zh) * | 2018-05-15 | 2020-08-25 | 首钢集团有限公司 | 一种690MPa级热轧厚规格低屈强比汽车轮辐用钢及其制备方法 |
| WO2023218229A1 (en) * | 2022-05-13 | 2023-11-16 | Arcelormittal | Hot rolled and steel sheet and a method of manufacturing thereof |
-
1996
- 1996-01-23 JP JP00938596A patent/JP3451820B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH09202940A (ja) | 1997-08-05 |
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