JP4593691B2 - 疲労特性と伸びフランジ性に優れた熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
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- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
- C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
- C21D9/48—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals deep-drawing sheets
Description
本願は、2008年3月26日に出願された日本国特許出願第2008−079591号に対し優先権を主張し、その内容をここに援用する。
特許文献4には、フェライトとベイナイトからなる組織を有する鋼板が開示されているが、このような複合組織鋼では、比較的良好な延性が得られるものの、伸びフランジ性を表す指標である穴拡げ率が低い傾向にある。
さらに特許文献5には、フェライト体積率が高い鋼板が開示されている。しかしこれにはSiが多量に含有されているため、疲労特性などに問題を生じる場合がある。このようなSiによる弊害を避けるためには、熱延中または/および熱延後に表面改質を図ることが必要となり、特殊な設備導入が必要となったり、生産性が劣化したりと問題も多い。
図1は、シャー打ち抜き端面(シャー切断の断面形態、切断面)を顕微鏡により観察して得られた写真を示す。ここで、図1の上側には、正常破面が観察された結果を示し、下側には、正常破面と異常破面が観察された結果を示す。
図2は、正常破面部のSEM写真を示し、図3は、異常破面部のSEM写真を示す。
図1〜3は、板厚の12%のクリアランスで熱延鋼板にシャー切断を行い、得られた打ち抜き端面(打ち抜き部の破面性状)を観察した結果である。
したがって、脆性破面の発生を抑制するためには、(1)結晶粒の形態を制御することと、(2)TiC等の析出物が存在しないことが重要である。
本発明では、520MPa〜720MPaの熱延鋼板の製造を目標としているが、析出物で強化する析出強化では、TiCなどの析出物が生成されるので、破面での脆性破壊が阻止できない。また、C等の固溶元素を使うと、ベイナイト、セメンタイト、及びマルテンサイト等の硬質の第2相が析出するとともにTiCなどの析出物が生成することが多いので、破面での脆性破壊が阻止できない。加えて、硬質相は穴広げ率を低下させる。また、析出物が無い時には強度が不足した。
1)TiC等の主に炭化物系の析出物の生成を抑制できる。
2)セメンタイトなどの硬質の第2相の生成を抑制できる。
3)結晶粒の形態を制御して,脆性破壊(脆性破面)が起き難い形態にすることができる。
4)Ti−Cクラスターの周り生成する歪み場を用いて転位を固定し、強度を確保することができる。
さらに、Nbを添加すると、再結晶温度が上がるので、伸長したフェライト粒が発生しやすいことが分かった。したがって、この観点からNbを含有してはいけないことを見出した。
本発明にかかる疲労特性と伸びフランジ性に優れた熱延鋼板は、質量%にて、C:0.015%以上0.040%未満、Si:0.05%未満、Mn:0.9%以上1.8%以下、P:0.02%未満、S:0.01%未満、Al:0.1%未満、N:0.006%未満及び、Ti:0.05%以上0.11%未満を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなり、Ti/C=2.5以上3.5未満であり、Nb、Zr,V、Cr、Mo、B、及びWを含まず、ミクロ組織が、ポリゴナルフェライトとクアジーポリゴナルフェライトの混合組織を96%超含み、引張最高強度が520MPa以上かつ720MPa未満、時効指数AIが15MPa超、穴拡げ率(λ)%と全伸び(El)%の積が2350以上、疲労限が200MPa以上である。
さらに、質量%にて、Ca:0.0005%以上0.005%以下、REM:0.0005%以上0.05%以下のいずれか一種または二種を含有してもよい。
めっきが施されていてもよい。
前記鋼片を粗圧延する工程の終了時点から前記粗バーを仕上げ圧延する工程の開始時点までの間に、デスケーリングを行ってもよい。
前記熱延鋼板を780℃以下で焼鈍を行ってもよい。
前記熱延鋼板を780℃以下で加熱し、次いでめっき浴中に浸漬させて鋼板表面をめっきしてもよい。
前記めっき後、めっき合金化処理してもよい。
さらに、自動車のホイールなどのように穴を打ち抜きして使用される部材に本発明の熱延鋼板を用いた場合、穴の周囲から発生する疲労破壊を効果的に抑制できる。穴を打ち抜きした際に穴の打ち抜き端面(切断破面)に脆性破壊(脆性破面)が起きると、疲労破壊がこの穴の周囲から発生する。本発明の熱延鋼板では、打ち抜き端面における脆性破壊の発生が抑制されるため、疲労破壊を効果的に抑制でき、優れた疲労特性(ピアス疲労特性)が達成できる。
また、塗装後耐食性にも優れている。しかも、鋼板強度に関しては、良好な疲労特性を有しつつ、引張最高強度で520〜670MPaと高強度であるので、板厚の低減が可能となる。
まず、本発明の熱延鋼板の化学成分について説明する。
Cは、本発明において最も重要な元素の一つである。0.04%以上含有していると、伸びフランジ割れの起点となる炭化物が増加し、穴拡げ値が劣化するだけでなく強度が上昇してしまい加工性が劣化する。このためCの含有量は、0.040%未満とする。伸びフランジ性の観点から、0.035%未満が望ましい。また、0.015%未満では、強度が不足するので、0.015%以上とする。Cの含有量は、好ましくは0.015%以上0.035%未満である。
また、化成処理性が劣化し、その結果、耐食性も劣悪となる。したがって、Siに関しては、極力低く含有量を抑制する必要がある。したがって、上限を0.05%未満とする。これによって粗圧延後に高圧デスケーリングをせずとも、良好な化成処理性と塗装後耐食性を確保することが可能となる。下限は特に定めないが、0.001%未満とするには大きなコストアップを伴うので、0.001%以上が実質的な下限である。Siの含有量は、好ましくは0.001%以上、0.01%未満である。
ここで、Ti−Cクラスターとは、TiCとしての析出物が生成しにくいがTiがCを捕獲した状態であることを言う。TiがCを捕捉した状態であるので、通常、440℃〜560℃で析出するセンメンタイトの析出を抑制できる。更にベイナイトも抑制できる。
Tiの原子量は48であり、Cの原子量は12であるので、Ti/C=4の場合には、TiとCの原子比率(モル比率)が1:1になる。また、Nと結合するTiはおよそ0.02%である。したがって、Ti/Cが2.5以上、3.5未満では、Cが余っていることになるが、本発明のCの含有量で、本発明の冷却速度では、セメンタイトの析出は起きない。
Ti/Cの析出ノーズと鋼板の冷却曲線を交差させるためには、700℃で5秒〜20秒の経過時間の地点を鋼板の冷却曲線が通過するようにする。すなわち、仕上げ圧延終了からの経過時間が5秒〜20秒の間に鋼板温度が700℃となるように冷却する。この鋼板温度が700℃になるまでの経過時間は更に10秒〜15秒が好ましい。
図4に示されたようにTiC析出物が生成するTi/Cの値と鋼板温度−経過時間の領域は、Ti−Cクラスターが生成するTi/Cの値と鋼板温度−経過時間の領域とは異なるので、Ti−Cクラスターが生成すると、TiC析出物の生成が抑制される。
Ti/Cが2.5未満では、高強度を安定して得ることができない。またTiC析出物量およびTi−Cクラスター量が共に少ないため、強度確保ができない。一方、Ti/Cが3.5以上では、後述する本発明において非常に重要な固溶Cの確保が困難となり、その結果、穴拡げ性や疲労特性が劣化する。またTiC析出物の析出が起こりやすく、Ti−Cクラスターが生成しにくい。
また、Ti換算での(Ti as TiC析出物)の量は0.02%程度、(Ti as TiN)量は0.02%程度である。
なお、電解抽出残渣分析に用いるフィルターは0.2μmである。しかし、これ以下の析出物が全部通過することは無く、微細析出物の凝集効果やフィルター目詰まりの影響で、実際には数nmオーダーの析出物もかなり抽出されることを電子顕微鏡の観察で確認している。したがって、(Ti as TiC析出物)または(Ti as TiN)で抽出される析出物は5nm程度以上であると考えられる。
また、本発明では、Ti換算でのTiC析出物の量が0.02%程度、TiNの量が0.02%程度の場合には、切断面の脆性破面には影響しないことがわかった。これは後述するミクロ組織において、ポリゴナルフェライトおよびクアジーポリゴナルフェライトの組織の割合と密接に影響している。
TiNは粗大化するので、強化要素としては用いることができない。
TiC析出物は端面の割れや、疲労限を低下させるので、析出量は少ない方が良く、強化要素としては用いることができない。
本発明では、Nbを含まないので、NbCやTiNbCNのような複合析出物も強化要素としては用いることはしない。NbCやTiNbCNのような複合析出物も切断面の脆性破面を生成しやすいので避けるべきである。
クアジーポリゴナルフェライトは上記の定義のように、完全に丸くはなく、粒界がギザギザした形状のフェライトであるので、ポリゴナルフェライトと混合されると、切断面の脆性破壊を起こし難い。
即ち、Ti−Cクラスターが形成する条件では、ミクロ組織としてポリゴナルフェライトおよびクアジーポリゴナルフェライトの混合組織が生成しやすいことがわかった。
ポリゴナルフェライトの粒界は直線的であるのに対して、クアジーポリゴナルフェライトの粒界は入り組んでいる。本発明では、TiC析出物の析出量は極めて少ないが、TiC析出物がポリゴナルフェライトの粒界に並ぶと、脆性破面を生成する原因になりやすい。これに対して、ポリゴナルフェライトが30%〜70%、それ以外がクアジーポリゴナルフェライトであり、両方のミクロ組織が互いに並ぶように存在すると、脆性破面の生成が起こらない。
ベイネティックフェライトまたはベイナイトを含有する場合、本発明では析出物が殆ど無いために、本発明の強度の520MPa以上を確保することが難しくなるので、好ましくない。
フェライト組織内での混合割合としてポリゴナルフェライトが70%よりも多い場合、脆性破面が発生しやすいので好ましくない。
TiNもTiC析出物と同様に、割れの起点となる可能性があるので、TiN,TiC析出物の量はTi換算(抽出残渣法で測定する値)で0.02%以下にすることが好ましい。
本発明の熱延鋼板の引張最高強度は、520MPa以上、720MPa未満である。520MPa未満では、高強度化のメリットが小さく、720MPa以上では、成形性が劣化する。一方、高意匠性ホイール等の厳しい成形性や形状凍結性が求められる場合には、670MPa未満であることがより望ましい。なお、引張最高強度は、JIS Z 2241の方法にしたがって行う引張試験により測定される。
通常、TiC析出物としてTiに固定されていないC量は、固溶Cとして定義されて、内部摩擦法を用いて推定するのが通常である。しかし、本発明の熱延鋼板では、Ti−Cクラスターが生成しているので、通常の固溶Cを測定する手段である内部摩擦法では、Ti−Cクラスターとして生成するC量を評価できない。すなわち、Ti−Cクラスターは固溶Cではない。
なお、AIは本発明の鋼板の場合には以下のようにして測定する。まず、6.5〜8.5%の引張歪を付与する。このときの流動応力をσ1とする。一旦除荷して試験片を引張試験機から取り外し、100℃にて1時間保持する熱処理を施す。その後、再度引張試験を行う。そこで得られた上部降伏応力をσ2とする。AI(MPa)=σ2−σ1で定義される。なお、引張試験はJIS Z 2241の方法にしたがって行う。
なお、本発明の鋼板を意匠性の高いホイール部材に適用する場合には、穴拡げ率が140%未満では、フランジ端面に割れが発生する場合がある。このため穴拡げ率は140%以上であることが望ましい。更に好ましくは160%以上である。なお、穴拡げ率は、日本鉄鋼連盟規格JFS T 1001−1996に記載の穴拡げ試験方法に従って測定される。
疲労試験は、試験時間の都合上、繰り返し数1×106回や2×106回で打ち切る場合もあるが、この場合には、繰り返し数1×107回の場合よりも疲労限は高くなる。
ピアス穴疲労限は以下のように測定される値である。試験方法は、上記の疲労試験と同様に、JIS Z 2275に従う。試験形状はJIS Z 2275に従う。しかし、疲労試験片の真ん中にポンチ径Φ10mm、クリアランス12%で打ち抜き穴を開けることが、上記の疲労試験とは異なる。そして、上記疲労特性と同様に応力振幅一定の完全両振り曲げ疲労試験(応力比R=−1)を行い、繰り返し数1×107回での疲労強度の上限をピアス疲労限として求める。
へき開破壊破面、粒界破壊破面、又は界面破壊破面からなる脆性破面が穴の打ち抜き端面に存在すると、疲労破壊が打ち抜き穴の周囲から発生しやすいことを発明者は見出した。このピアス穴打抜材の疲労試験特性(ピアス穴疲労限)は、疲労破壊の発生のしやすさを反映しており、ピアス穴疲労限が200MPa以上のとき、特に優れたピアス疲労特性が達成できる。
本発明の熱延鋼板の製造方法は、鋼片(スラブ)を熱間圧延することによって熱延鋼板とする方法であり、鋼片を圧延し粗バー(シートバーとも言う。)とする粗圧延工程と、粗バーを圧延して圧延材とする仕上げ圧延工程と、圧延材を冷却し熱延鋼板とする冷却工程と、熱延鋼板を巻き取る工程とを有する。
そして加熱した鋼片を粗圧延して粗バーとする。粗圧延の終了温度は本発明において極めて重要である。すなわち、粗圧延は1000℃以上で完了する必要がある。終了温度が1000℃未満では穴拡げ性が劣化するためである。したがって、1000℃以上を下限とする。より好ましくは1060℃以上である。終了温度の上限は特に設けないが、コストアップとならない温度として、スラブ抽出温度が実質的な上限である。
Ti/Cが上記範囲で、冷却速度が10℃/sec未満の場合、TiC析出物の析出が起こり、脆性破面が発生する。
反対に、冷却速度が40℃/sec超の場合、ミクロ組織がベイナイトになる。本発明ではTiCの析出を極力抑えているので、ベイナイト組織では強度が520MPa未満になり、本発明で目的とする特性を満足しない。逆に、TiC析出物を析出させて強度を520MPa以上にすると、脆性破面が生成してピアス疲労限が低下する。
冷却速度が10℃/sec〜40℃/secの範囲内ではあるが、Ti/Cが3.5以上の場合、TiC析出物の析出があり、脆性破面が生成してピアス疲労限が低下する。
このためには、粗圧延終了から仕上げ圧延開始までの時間を60秒〜200秒に調整することが好ましい。なお、本発明ではNbを含まないが、Nbを含む場合、Nb自体がオーステナイトの再結晶を抑制するので、同じ時間保持してもオーステナイト粒径は60μm以上にはならない。したがって、Nbを含有する場合には、同じ時間保持しても仕上げ圧延後のTiC析出物の析出サイトが多くなり、TiC析出物の微細化が促進される。本発明ではNbを含まないのでこのようなことは生じない。
さらに、溶融めっきを施した後に、めっき合金化処理を施し、合金化溶融亜鉛めっきとしてもよい。
なお、加熱温度は、伸びフランジ性の観点から、680℃以下がより好ましい範囲である。
表1に示す化学成分を有するA〜Rの鋼(薄鋼板)は以下の方法により製造した。まず転炉にて溶製して、連続鋳造し鋼片とした。そして、表2,3に示す条件で鋼片を再加熱、粗圧延して粗バーとし、次いで粗バーを仕上げ圧延して4.5mm(本発明の鋼の製造板厚の範囲としては2.2mm〜5.6mm)の板厚の圧延材にした後に冷却して熱延鋼板(薄鋼板)として巻き取った。
なお、粗圧延終了から仕上げ圧延開始までの時間を60秒〜200秒にして、仕上げ圧延前のオーステナイトの粒径を60〜150μm程度に調整した。
ここで、表中の鋼の化学組成は、その鋼No.のアルファベットが同じ表1の鋼No.の鋼の化学組成と対応している。「SRT」はスラブ抽出温度を示す。「粗バー加熱」は、粗圧延終了から仕上げ圧延開始までの間または/および仕上げ圧延中に、粗バーまたは圧延材を加熱することの有無を示す。「RT」は、粗圧延終了温度を示す。「FT」は、仕上げ圧延終了温度を示す。「冷却開始までの時間」とは、仕上げ圧延終了から冷却を開始するまでの時間を示す。「750〜600℃での冷却速度」とは、冷却時に750〜600℃の温度域を通過する時の平均冷却速度を示す。「CT」とは、巻取温度を示している。
得られた薄鋼板の評価結果を表4,5に示す。
AI試験は、引張試験と同様に供試材をJIS Z 2201に記載の5号試験片に加工し、7%の引張予ひずみを試験片に付与した後、100℃×60分の熱処理を施してから再度引張試験を実施した。ここでAI(時効指数)とは、再引張での上降伏点から10%の引張り予ひずみの流動応力を差し引いた値として定義される。
伸びフランジ性は、日本鉄鋼連盟規格JFS T 1001−1996記載の穴拡げ試験方法に従い測定された穴拡げ値(率)にて評価した。
なお、表2において「TS」は引張最高強度であり、「YS」は降伏強度であり、「EI」は伸びであり、「AI」は時効指数であり、「λ」は穴拡げ率である。
疲労特性はJIS Z 2275に従った完全両振り曲げ試験によって評価した。試験形状はJIS Z 2275に従った。繰り返し数1×107回での疲労強度の上限を疲労限として定義した。
疲労試験は、試験時間の都合上繰り返し数1×106回や2×106回で打ち切る場合もあるが、この場合には、繰り返し数1×107回の場合よりも疲労限は高くなる。
A(good):異常破面の面積率が5%未満
B(fair):異常破面の面積率が5%〜20%未満
C(bad):異常破面の面積率が20%以上
ここで、典型的な延性破面の形態であるディンプルが顕微鏡により観察されないものを脆性破面と定義した。へき開破壊破面、粒界破壊破面、あるいは界面破壊破面は、脆性破面に分類する。異常破面とは、顕微鏡で見てディンプルが観察されない脆性破面であり、へき開破壊破面あるいは粒界破壊破面である。
疲労試験片の真ん中にポンチ径Φ10mm、クリアランス12%で打ち抜き穴を開けた。そして、上記疲労特性と同様に応力振幅一定の完全両振り曲げ疲労試験(応力比R=−1)を行い、繰り返し数1×107回での疲労強度の上限をピアス疲労限として測定した。
鋼A-1、B-1、D-2、D-3、E-1、F-1、及びF-2は、本発明例である。
鋼A-2では、CTが高いため、TiC析出物の析出が増加して脆性破面が発生した。
鋼B-2では、仕上げ圧延後の冷却速度が遅いため、TiC析出物の析出が増加して脆性破面が発生した。
鋼C-1では、NbCの析出により脆性破面が発生した。
鋼C-2では、NbCの析出により脆性破面が発生した。
鋼D-1では、Ti系炭化物の十分な固溶が出来ず、TiC析出物の析出が増加して脆性破面が発生した。
鋼E-2では、CTが低いので伸びが低下した。
鋼E-3では、冷却速度が速いので、析出物は析出せずにベイナイトが生成して強度が低下した。
鋼F-3では、CTが高いため、TiCの析出が増加して脆性破面が発生した。
鋼G-1では、Ti/Cが高いため、TiC析出物の析出が増加して穴広げ性が悪化し、また脆性破面が発生した。
鋼G-2では、Ti/Cが高いため、TiC析出物の析出が増加して穴広げ性が悪化し、また脆性破面が発生した。
鋼H-1では、Ti含有量が高いため、TiC析出物の析出が増加して穴広げ性が悪化し、また脆性破面が発生した。
鋼H-2では、TiC析出物の析出が増加して穴広げ性が悪化し、また脆性破面が発生した。
鋼I-1では、C含有量が低いため、Ti−Cクラスターが生成しなかった。
鋼I-2では、C含有量が低いため、Ti−Cクラスターが生成しなかった。
鋼J-1では、Ti/Cが低いため、ポリゴナルフェライトになり、強度が下がり、脆性破面も発生した。
鋼J-2では、Ti/Cが低いため、ポリゴナルフェライトになり、強度が下がり、脆性破面も発生した。
鋼K-1では、Si含有量が高いため、疲労限が低下した。
鋼K-2では、Si含有量が高いため、疲労限が低下した。
鋼L-1では、Crの炭化物が生成して脆性破面が発生した。
鋼M-1では、B炭化物が生成して脆性破面が発生した。
鋼N-1では、V炭化物が生成して疲労限が低下した。
鋼O-1では、W炭化物が生成して脆性破面が発生した。
鋼P-1では、Mo炭化物が生成して脆性破面が発生した。
鋼Q-1では、Cr炭化物が発生して脆性破面が発生した。
鋼R-1では、B炭化物が発生して脆性破面が発生した。
熱間圧延の条件:1200℃にスラブを再加熱;仕上げ圧延温度が900℃;冷却開始までの時間が2sec;750〜600℃での平均冷却速度が35℃/sec;及び巻き取り温度が530℃。
鋼A−3,鋼A−4は、箱型焼鈍炉にて焼鈍のみを行った例である。
鋼B−3,鋼B−4は、連続焼鈍めっき設備にて焼鈍を行い引き続き亜鉛めっきを行った例である。
鋼C−3、鋼C−4、鋼D−3、鋼E−3,鋼F−3,鋼L−2、及び鋼L−3は、連続焼鈍めっき設備にて、焼鈍を行い、引き続き亜鉛めっきとめっき合金化処理を行った例である。
鋼M−2,鋼N−2は、酸洗した板を亜鉛めっき温度まで加熱した後、亜鉛めっき及びめっき合金化処理を行った例である。
なお、亜鉛めっき浸漬温度は450℃、めっき合金化温度は500℃で行った。
また、疲労特性の結果(疲労限)は、表2〜表7のとおり、本発明例では疲労強度にも優れている。
これに対して比較例は、化学成分または/および製造方法が発明の範囲外にあり、結果として強度、穴拡げ性、疲労特性などが劣位となっていることが分かる。
また、表2〜表5において、成分が本発明外である鋼K−1,K−2では、疲労限が200以下であるため本発明外となっている。
Claims (10)
- 質量%にて、
C :0.015%以上0.040%未満、
Si:0.05%未満、
Mn:0.9%以上1.8%以下、
P :0.02%未満、
S :0.01%未満、
Al:0.1%未満、
N :0.006%未満、
及びTi:0.05%以上0.11%未満を含有し、
残部がFe及び不可避的不純物からなり、
Ti/C=2.5以上3.5未満であり、
Nb、Zr,V、Cr、Mo、B、及びWを含まず、
ミクロ組織が、ポリゴナルフェライトとクアジーポリゴナルフェライトの混合組織を96%超含み、
引張最高強度が520MPa以上かつ720MPa未満、
時効指数AIが15MPa超、
穴拡げ率(λ)%と全伸び(El)%の積が2350以上、
疲労限が200MPa以上であることを特徴とする疲労特性と伸びフランジ性に優れた熱延鋼板。 - さらに質量%にて、Cu:0.01%以上1.5%以下、及びNi:0.01%以上0.8%以下のうちのいずれか一種または二種を含有することを特徴とする請求項1に記載の疲労特性と伸びフランジ性に優れた熱延鋼板。
- さらに、質量%にて、Ca:0.0005%以上0.005%以下、REM:0.0005%以上0.05%以下のいずれか一種または二種を含有することを特徴とする請求項1に記載の疲労特性と伸びフランジ性に優れた熱延鋼板。
- めっきが施されていることを特徴とする請求項1に記載の疲労特性と伸びフランジ性に優れた熱延鋼板。
- 質量%にて、C:0.015%以上0.040%未満、Si:0.05%未満、Mn:0.9%以上1.8%以下、P:0.02%未満、S:0.01%未満、Al:0.1%未満、N:0.006%未満、及びTi:0.05%以上0.11%未満を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなり、Ti/C=2.5以上3.5未満であり、Nb、Zr,V、Cr、Mo、B、及びWを含まない鋼片を1100℃以上に加熱し、1000℃以上の温度で終了する条件で粗圧延して粗バーとする工程と、
830〜980℃の温度域で終了する条件で前記粗バーを仕上げ圧延して圧延材とする工程と、
前記仕上げ圧延の終了後0.5秒以上空冷し、750〜600℃の温度域を10〜40℃/secの範囲の平均冷却速度で冷却して熱延鋼板とする工程と、
440〜560℃にて前記熱延鋼板を巻き取る工程とを有し、
ミクロ組織がポリゴナルフェライトとクアジーポリゴナルフェライトの混合組織を96%超含み、引張最高強度が520MPa以上かつ720MPa未満、時効指数AIが15MPa超、穴拡げ率(λ)%と全伸び(El)%の積が2350以上、及び疲労限が200MPa以上である前記熱延鋼板を製造することを特徴とする疲労特性と伸びフランジ性に優れた熱延鋼板の製造方法。 - 前記粗バーを仕上げ圧延する工程を開始するまでの間、および/または前記粗バーを仕上げ圧延する工程中に、前記粗バーまたは前記圧延材を加熱することを特徴とする請求項5に記載の疲労特性と伸びフランジ性に優れた熱延鋼板の製造方法。
- 前記鋼片を粗圧延する工程の終了時点から前記粗バーを仕上げ圧延する工程の開始時点までの間に、デスケーリングを行うことを特徴とする請求項5に記載の疲労特性と伸びフランジ性に優れた熱延鋼板の製造方法。
- 前記熱延鋼板を780℃以下で焼鈍を行うことを特徴とする請求項5に記載の疲労特性と伸びフランジ性に優れた熱延鋼板の製造方法。
- 前記熱延鋼板を780℃以下で加熱し、次いでめっき浴中に浸漬させて鋼板表面をめっきすることを特徴とする請求項5に記載の疲労特性と伸びフランジ性に優れた熱延鋼板の製造方法。
- 前記めっき後、めっき合金化処理することを特徴とする請求項9に記載の疲労特性と伸びフランジ性に優れた熱延鋼板の製造方法。
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