JPH0382708A - 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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- JPH0382708A JPH0382708A JP21806189A JP21806189A JPH0382708A JP H0382708 A JPH0382708 A JP H0382708A JP 21806189 A JP21806189 A JP 21806189A JP 21806189 A JP21806189 A JP 21806189A JP H0382708 A JPH0382708 A JP H0382708A
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Landscapes
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- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
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／ｍ−の高強度熱
間圧延鋼板の製造方法に関するものである。
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／ｍ−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
よる燃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。
よる燃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。
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。
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、Ｃ０．００１〜０
．０２ｗｔ％、Ｔ１≦０．２０ｗｔ％および４（Ｃ＋１
２／１４Ｎ）＜ Ｔｉを満足させることか記載されてい
るが、ＴＳ ≦３５ ｋｇｆ／ｍｍ’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。
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、Ｃ０．００１〜０
．０２ｗｔ％、Ｔ１≦０．２０ｗｔ％および４（Ｃ＋１
２／１４Ｎ）＜ Ｔｉを満足させることか記載されてい
るが、ＴＳ ≦３５ ｋｇｆ／ｍｍ’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６
３−２８２２４０号公報には、Ｃ０．０３〜０．１ｗｔ
％、Ｓｉ２０ 、５ｗｔ％、Ｐ≦０．１５ｔｗｔ％、Ｔ
ｉ≦０．０５ｗｔ％、Ｂ ０．０００２〜０．００１Ｗ
１％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。
３−２８２２４０号公報には、Ｃ０．０３〜０．１ｗｔ
％、Ｓｉ２０ 、５ｗｔ％、Ｐ≦０．１５ｔｗｔ％、Ｔ
ｉ≦０．０５ｗｔ％、Ｂ ０．０００２〜０．００１Ｗ
１％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
６２−０１０２３９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＜ ｏ、ａｗｔ％
、Ｍｎ ＜ ２．０ｗｔ％、Ｐ ＜ Ｑ、１２ｗｔ％、
Ｓｉ ＜ ０．０５ｗｔ％或いはＳｉ０．７〜１．０ｗ
ｔ％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具なるもの
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。
６２−０１０２３９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＜ ｏ、ａｗｔ％
、Ｍｎ ＜ ２．０ｗｔ％、Ｐ ＜ Ｑ、１２ｗｔ％、
Ｓｉ ＜ ０．０５ｗｔ％或いはＳｉ０．７〜１．０ｗ
ｔ％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具なるもの
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
２０，０１ｗｔ％）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。
２０，０１ｗｔ％）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。
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） Ｃ０．００１０−０，０１０ｗｔ％、Ｓｉ ＜
１．０ｗｔ％、Ｍｎ ０．１０〜１．５ｗｔ％、Ｐ
０．０４〜０．１０ｗｔ％、Ｓ ≦０．００５ｗｔ％、
Ａ１０．０１０〜０．０６ｗｔ％、Ｎ≦０．００４０ｗ
ｔ％、Ｃｕ ０．０５〜０．５０ｗｔ％、Ｎｉ ０．０
５〜０．５０ｗｔ％ を含有し、かつ、 Ｃ／Ｐ 全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Ａｒｓ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特
許 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．ＯＱｌｏ 〜０．０１０ｗｔ％、Ｓｉ
＜ １．０ｗｔ％、Ｍｎ ０．１０ 〜１．５ｗｔ％
、Ｐ ０．０４〜０．１０ｗｔ％、Ｓ ２０．００５ｗ
ｔ％、Ａ１ ０．０１０〜０，０６ｗｔ％、Ｎ≦０．０
０４０ｗｔ％、Ｃｕ ０．０５ 〜０．５０ｗｔ％、Ｎ
ｉ ０．０５ 〜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≦０．０１０−０．０５０ｗ
ｔ％、Ｎｂ ０．０１０ 〜０．０５０ｗｔ％の内から
選んだ１種または２Ｎ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。
鋼板の製造方法は、 （１） Ｃ０．００１０−０，０１０ｗｔ％、Ｓｉ ＜
１．０ｗｔ％、Ｍｎ ０．１０〜１．５ｗｔ％、Ｐ
０．０４〜０．１０ｗｔ％、Ｓ ≦０．００５ｗｔ％、
Ａ１０．０１０〜０．０６ｗｔ％、Ｎ≦０．００４０ｗ
ｔ％、Ｃｕ ０．０５〜０．５０ｗｔ％、Ｎｉ ０．０
５〜０．５０ｗｔ％ を含有し、かつ、 Ｃ／Ｐ 全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Ａｒｓ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特
許 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．ＯＱｌｏ 〜０．０１０ｗｔ％、Ｓｉ
＜ １．０ｗｔ％、Ｍｎ ０．１０ 〜１．５ｗｔ％
、Ｐ ０．０４〜０．１０ｗｔ％、Ｓ ２０．００５ｗ
ｔ％、Ａ１ ０．０１０〜０，０６ｗｔ％、Ｎ≦０．０
０４０ｗｔ％、Ｃｕ ０．０５ 〜０．５０ｗｔ％、Ｎ
ｉ ０．０５ 〜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≦０．０１０−０．０５０ｗ
ｔ％、Ｎｂ ０．０１０ 〜０．０５０ｗｔ％の内から
選んだ１種または２Ｎ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、０１０＋ｒ
ｔ％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
イト等の第二相紹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。
間圧延鋼板の製造方法は、炭素含有量を０、０１０＋ｒ
ｔ％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
イト等の第二相紹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。
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。
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。
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Ｉ 、 ０
ｗｔ％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、Ｓｔ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Ｉ 、 ０
ｗｔ％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、Ｓｔ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０．１（ｍ％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０１０〜１．５ｗｔ％とする。
に必要な元素であり、含有量が０．１（ｍ％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０１０〜１．５ｗｔ％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０，０４
ｗｔ％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０．０４〜０．１０ａｔ％とする。
限強度を高くするために必要であり、含有量が０，０４
ｗｔ％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０．０４〜０．１０ａｔ％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２０．００５ｗｔ％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２０．００５ｗｔ％とする。
Ａ１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．
０６ｖｊ％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、Ａ
、ｌ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．
０６ｖｊ％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、Ａ
、ｌ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、Ａ１と同様にＱ、ＱＱ４ｈｔ％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。
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、Ａ１と同様にＱ、ＱＱ４ｈｔ％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０．０５〜０．５
Ｑｗｔ％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０．０５〜０．５
Ｑｗｔ％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
〜０．５Ｑｗｔ％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、
Ｎ１含有量は００５〜Ｑ、５０ｗｔ％とする。
せる元素であり、含有量はＣｕ含有量と同量の０．０５
〜０．５Ｑｗｔ％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、
Ｎ１含有量は００５〜Ｑ、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
説明した含有酸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。
熱間圧延鋼板の製造方法において使用する鋼に、上記に
説明した含有酸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
果は期待することかできない。よって、Ｃａ含有量は≦
０．０１０ｗｔ％、ＲＥＭ含有量は≦０．０１０ｗｔ％
とする。
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
果は期待することかできない。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
とかなく、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、Ｏｒ含有量は≦１．０ｗｔ％とする。
とかなく、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、Ｏｒ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０．０
１０〜０．０５０ｗｔ％、Ｎｂ含有量は０．０１０〜０
．０５０ｗｔ％とする。
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０．０
１０〜０．０５０ｗｔ％、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、Ｃ０．００１−Ｑ、
１０ｗｔ％、Ｓｔ ０．１５ｗｔ％、Ｍｎ１ 、２０ｗ
ｔ％、Ｐ ０．０７０ｗｔ％、Ｃｕ ０．２５ｗｔ％、
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’Ｃ／ｓｅｃ
、巻とり温度４８０℃において、２ 、９ ｍｍ厚の熱
間圧延鋼板を製造した。
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、Ｃ０．００１−Ｑ、
１０ｗｔ％、Ｓｔ ０．１５ｗｔ％、Ｍｎ１ 、２０ｗ
ｔ％、Ｐ ０．０７０ｗｔ％、Ｃｕ ０．２５ｗｔ％、
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’Ｃ／ｓｅｃ
、巻とり温度４８０℃において、２ 、９ ｍｍ厚の熱
間圧延鋼板を製造した。
第［１こ穴拡げ率（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、
０．００５ｗｔ％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。
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、
０．００５ｗｔ％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（Ｉ Ｏ’プサイルにおける応力）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以上で疲労限強度か高いのは鋼板の強度が高くなるた
めである。
疲労限強度（Ｉ Ｏ’プサイルにおける応力）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以上で疲労限強度か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。
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１ １００℃以上あればよいと
考えられる。
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１ １００℃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。
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、Ａｒ＋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、Ａｒ
３点は主としてＣ，Ｍｎ含有量により変化するが、８６
０〜９５０℃とするのが好ましい。
とにより、加工性、疲労特性に影響を及ぼし、Ａｒ＋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、Ａｒ
３点は主としてＣ，Ｍｎ含有量により変化するが、８６
０〜９５０℃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、２
０℃／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〜
ｂ のがよい。
平均冷却速度を２０℃／ｓｅｃ以上とするのがよく、２
０℃／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〜
ｂ 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。
て調質圧延、酸洗を行なうものであ″る。
［実 施 例コ
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。
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鯛を常法により溶
製した後、造塊した。
製した後、造塊した。
第１表において、ＨＮｏ、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
て使用する鯛、また、＠Ｎｏ、１７〜３１は比較法にお
いて使用する鋼である。
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
て使用する鯛、また、＠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。
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
（ＪＩＳ５号）、穴拡げ試験（成形後の穴径初期穴径（
１０＋ｎｍφ））／初期穴径×１００％）、平面曲げ疲
労限強度（１０サイクル、ｋｇｆ／ｍｍ’）、フェライ
ト結晶粒度等を調査した。
（ＪＩＳ５号）、穴拡げ試験（成形後の穴径初期穴径（
１０＋ｎｍφ））／初期穴径×１００％）、平面曲げ疲
労限強度（１０サイクル、ｋｇｆ／ｍｍ’）、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上り製造された鋼は、引
張強さ３５ ｋｇｆ／ｎ＋ｎ＋”以上で、穴拡げ率１’
５０％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。
強度熱間圧延鋼板の製造方法に上り製造された鋼は、引
張強さ３５ ｋｇｆ／ｎ＋ｎ＋”以上で、穴拡げ率１’
５０％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鯛は、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。
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表に示ず１ｆｉＮｏ、４を使用して熱間圧延
条件を調査した。
条件を調査した。
Ｋ１１Ｎｏ、 ４． Ａｔ；を累積圧下率、ｆｆＮ０．
４８Ｌｔ仕上げ温度、ＨＮｏ、 ４ Ｃ，４Ｄは冷却速
度、巻取り温度がそれぞれ比較法である。
４８Ｌｔ仕上げ温度、ＨＮｏ、 ４ 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。
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、ＰＳＣｕ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。
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、ＰＳＣｕ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。 ズｋ ・矛Ｐ又 多女Ｊン１（ダｙ、ｒ ＋牌コンー欠
払）ｆ千〜）
図はＣ／Ｐと疲労限強度との関係を示す図である。 ズｋ ・矛Ｐ又 多女Ｊン１（ダｙ、ｒ ＋牌コンー欠
払）ｆ千〜）
Claims (2)
- （１）Ｃ０．００１０〜０．０１０ｗｔ％、Ｓｉ＜１．
０ｗｔ％、Ｍｎ０．１０〜１．５ｗｔ％、Ｐ０．０４〜
０．１０ｗｔ％、Ｓ≦０．００５ｗｔ％、Ａｌ０．０１
０〜０．０６ｗｔ％、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Ａｒ＿３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。 - （２）Ｃ０．００１０〜０．０１０ｗｔ％、Ｓｉ＜１．
０ｗｔ％、Ｍｎ０．１０〜１．５ｗｔ％、Ｐ０．０４〜
０．１０ｗｔ％、Ｓ≦０．００５ｗｔ％、Ａｌ０．０１
０〜０．０６ｗｔ％、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≦０．０１０〜０．０５０ｗ
ｔ％、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Ａｒ＿３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 true JPH0382708A (ja) | 1991-04-08 |
| JP2718550B2 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) |
Cited By (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 |
| CN106498280A (zh) * | 2016-10-17 | 2017-03-15 | 日照钢铁控股集团有限公司 | 一种高强度耐腐蚀钢 |
-
1989
- 1989-08-24 JP JP21806189A patent/JP2718550B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (7)
| 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 |
| CN106498280A (zh) * | 2016-10-17 | 2017-03-15 | 日照钢铁控股集团有限公司 | 一种高强度耐腐蚀钢 |
| CN108504950A (zh) * | 2016-10-17 | 2018-09-07 | 日照钢铁控股集团有限公司 | 一种低成本耐腐蚀高强度钢 |
| CN108642386A (zh) * | 2016-10-17 | 2018-10-12 | 日照钢铁控股集团有限公司 | 一种耐海水腐蚀的高强度钢 |
| 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 |
| CN108504950B (zh) * | 2016-10-17 | 2020-10-16 | 日照钢铁控股集团有限公司 | 一种低成本耐腐蚀高强度钢 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2718550B2 (ja) | 1998-02-25 |
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