JPH04337026A - 疲労強度と疲労亀裂伝播抵抗の優れた高強度熱延鋼板の製造方法 - Google Patents

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。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は疲労強度と疲労亀裂伝播
抵抗が共に優れた高強度熱延鋼板の製造方法に関し、特
に、自動車の足回り部品及び車体構造部材などの用途に
適した熱延のままで、疲労耐久限と疲労亀裂伝播抵抗が
共に優れた５０ｋｇｆ／ｍｍ２以上の高張力熱間圧延鋼
板の製造方法に関する。

【０００２】

【従来の技術及び発明が解決しようとする課題】近年、
自動車業界においては、燃費向上を図るため、高張力薄
鋼板の使用が増加しており、特に足回り部品や車体の各
構造部材においては、高張力化による薄肉化の要求が極
めて高い。

【０００３】しかし、引張強さや耐力を向上しても、自
動車において重要な特性である疲労強度は十分に向上せ
ず、また、高張力化は、切欠きや溶接部などの構造的、
組織的不連続部からの疲労亀裂伝播抵抗を低下させるな
どの問題点があった。

【０００４】従来、疲労強度を向上する技術として、特
開昭５８−１２３８２３号公報や特開昭６３−２８２２
４０号などに見られるように、鋼板全体或いは表面層の
フェライト粒を細粒化することが行なわれているが、細
粒化は疲労亀裂伝播特性を劣化させる欠点があり、その
結果、切欠きや溶接欠陥を含む疲労特性を低下させる問
題があった。

【０００５】その他の先行技術においても、疲労耐久限
と疲労亀裂伝播特性を共に改善することを可能にする技
術は見当らない。

【０００６】上述のように、従来技術では、疲労強度の
向上をもっぱら結晶粒の微細化に頼っており、その結果
、疲労亀裂伝播抵抗を劣化させるという問題点があった
。

【０００７】本発明は、上記従来技術の欠点を解消して
、相反する特性である疲労耐久限と疲労亀裂伝播抵抗が
共に優れた高強度熱延鋼板が得られる方法を提供するこ
とを目的とするものである。

【０００８】

【課題を解決するための手段】前記課題を解決するため
、本発明者は、これらの相反する特性である疲労耐久限
と疲労亀裂伝播抵抗が共に優れた高張力熱延鋼板を得る
べく成分組成、組織並びに製造条件について総合的に鋭
意研究を重ねた結果、ここに本発明を完成したものであ
る。

【０００９】すなわち、本発明は、Ｃ：０．０３〜０．
１５％、Ｓｉ：０．１０〜１．５％、Ｍｎ：０．１０〜
２．０％、Ａｌ：０．０１〜０．１０％及びＰ：０．０
３〜０．１５％を含有し、必要に応じて更にＣｕ：０．
０３〜１．５％及びＮｉ：０．０３〜０．５％（但し、
１４Ｐ＋Ｃｕ＜２％）或いはこれらのＣｕ及びＮｉに更
にＣａ：１０〜６０ｐｐｍを含有し、残部がＦｅ及び不
可避的不純物からなる鋼を、７８０〜９００℃の温度範
囲内で仕上圧延を終了し、その後、６８０〜７２０℃ま
で４０℃／秒以上で冷却し、次いで２〜８秒間の空冷後
、４０℃／秒以上で冷却し、更に５００℃以下の温度で
巻取ることにより、最終組織が、 ５μｍ≦フェライト結晶粒径≦２５μｍ、１０％≦第二
相（マルテンサイト及び／又はベイナイト及び／又は残
留オーステナイト）の体積分率≦３０％、に制御された
組織を得ることを特徴とする疲労強度と疲労亀裂伝播抵
抗の優れた高強度熱延鋼板の製造方法を要旨とするもの
である。

【００１０】以下に本発明を更に詳述する。

【００１１】

【作用】

【００１２】本発明は、要するに、熱延鋼板の最終組織
として、第二相（マルテンサイト及び／又はベイナイト
及び／又は残留オーステナイト）（以下「第二相」とい
う）を含むフェライト組織とし、かつ、多量の第二相を
生じないように炭素量を０．０３〜０．１５％に規制し
、これによる強度不足を、Ｐの固溶強化及び／又はＣｕ
の析出強化によって補うことにより、必要な疲労強度を
確保したものである。また、適量のＣａを添加して介在
物を球状化することによりＰ、Ｃｕによる高疲労強度化
をより効果的にすると同時に良好な加工性も付与する。 また、更に熱延仕上温度、冷却速度、巻取り温度の適正
化を図ることにより、フェライト結晶粒を５〜２５μｍ
に制御し、同時に第二相の体積分率を１０〜３０％に制
御することにより、疲労亀裂伝播抵抗の向上を図ったも
のである。

【００１３】まず、本発明における鋼の化学成分の限定
理由について説明する。

【００１４】Ｃ：Ｃは第二相を得るのに必要な元素であ
り、そのためには０．０３％以上が必要である。しかし
、０．１５％を超えて添加すると、第二相の体積分率が
増え、後述のとおり疲労亀裂伝播抵抗を劣化させる。 よって、Ｃ含有量は０．０３〜０．１５％の範囲とする
。

【００１５】Ｓｉ：Ｓｉは静的強度を高めるのに必要な
元素であり、その効力を発揮させるためには０．１０％
以上の添加が必要である。しかし、１．５％を超えて添
加すると、赤スケールを発生して表面性状を損なうと共
に、その結果、圧延ままの疲労強度が低下する。よって
、Ｓｉ含有量は０．１０〜１．５％の範囲とする。

【００１６】Ｍｎ：Ｍｎは熱間脆性を防止するために０
．１０％以上を添加する。しかし、２．０％を超えると
第二相が多量に生成するので、Ｍｎ含有量は０．１０〜
２．０％の範囲とする。

【００１７】Ａｌ：Ａｌは脱酸剤として添加するが、０
．０１％未満では脱酸効果が小さく、また０．１０％を
超えると介在物が増加し、高張力化した場合に疲労亀裂
の起点となる。よって、Ａｌの含有量は０．０１〜０．
１０％の範囲とする。

【００１８】Ｐ：Ｐは、高い静的強度及び疲労耐久限度
比（疲労耐久限／引張強さ）を付与する最も重要な固溶
強化元素である。前記のＣ、Ｓｉ及びＭｎ量の規制のみ
では、フェライト粒の強度が十分でなく、５０ｋｇｆ／
ｍｍ２以上の高張力化が達成できない。Ｐはそのために
必要な不可欠な元素であり、また、疲労耐久限度比向上
に有効な固溶強化を発揮するためには０．０３％以上の
添加が必要である。しかし、０．１５％を超えて添加す
ると熱間加工性や溶接性を劣化させる。よって、Ｐ含有
量は０．０４〜０．１５％の範囲とする。

【００１９】以上の元素のほか、以下に示すように、必
要に応じてＣｕ、Ｎｉを適量にて添加することができ、
また、更にＣｕ及びＮｉに加えてＣａを適量にて添加す
ることができる。

【００２０】Ｃｕ：Ｃｕも、前記Ｐと同様な効果が得ら
れる元素であるので、Ｐに加えて添加することができる
。 Ｐが固溶強化を利用して疲労強度を向上させるのに対し
、Ｃｕは熱間圧延プロセス後の巻取り中に微細な析出物
（ε−Ｃｕ）を析出させることによって疲労強度を向上
させるものである。この析出物は、従来の低炭素鋼にお
けるセメンタイト等の炭化物に比べて著しく小さいため
、分散強化効果が大きく、疲労強度向上に有効である。 ε−Ｃｕを析出させるためには０．０３％以上が必要で
あるが、１．５％を超えて添加すると熱間脆性を生じ易
くなる。よって、Ｃｕ含有量は０．０３〜１．５％の範
囲とする。

【００２１】但し、ＰとＣｕを複合して添加する場合に
は、１４Ｐ＋Ｃｕの合計量が２％を超えるとこのような
効果が飽和するので、１４Ｐ＋Ｃｕ＜２％とする。

【００２２】Ｎｉ：Ｎｉは、Ｃｕを添加する場合に熱間
脆性の防止の目的で添加する。Ｎｉ含有量は概ねＣｕ量
の１／３程度は必要であるので、０．０３〜０．５％の
範囲とする。

【００２３】Ｃａ：Ｃａは、介在物である硫化物を球状
化し応力集中を緩和するため、Ｐ、Ｃｕによる高疲労強
度化をより効果的に達成させると同時に、良好な冷間加
工性を付与するため１０ｐｐｍ以上添加する。しかし、
６０ｐｐｍを超えて添加すると逆にＣａ系の介在物を増
加するので疲労強度と冷間加工性を劣化する。よって、
Ｃａ含有量は１０〜６０ｐｐｍの範囲とする。

【００２４】次に、本発明で得られる熱延鋼板における
結晶粒と第二相の体積分率の限定理由について述べる。

【００２５】図１に示すように、疲労強度の観点から結
晶粒は微細なほどよいが、疲労亀裂伝播の下限界（ΔＫ
ｔｈ）は逆に減少する。本発明で規定するＰ、Ｃｕの下
限量を有する鋼においては、結晶粒が２５μｍを超える
と引張強さが５０ｋｇ／ｍｍ２以下となり、所要の強度
を確保できない。またＰ、Ｃｕを含まない引張強さ５０
ｋｇ／ｍｍ２以上の従来の熱延低炭素鋼においては、高
強度化のために結晶粒の微細化を伴っており、ΔＫｔｈ
は高々

【数１】 である。少なくともこの従来のΔＫｔｈ値を達成するた
めには、５μｍ以上のフェライト粒度とする必要がある
。 よって、フェライト結晶粒径は５〜２５μｍとする。

【００２６】次に、第二相（マルテンサイト及び／又は
ベイナイト及び／又は残留オーステナイト）の体積分率
については、図２に示すように１０〜３０％の範囲で最
高のΔＫｔｈが得られる。熱延鋼板のままにおいて１０
％未満の低体積分率にすると第二相が完全マルテンサイ
トにならず、逆に３０％を超える高体積分率にするとマ
ルテンサイトの炭素濃度が減少することから、いずれに
しても第二相の硬さが減少する。硬さが減少すると疲労
亀裂伝播の抵抗を低減してしまうので好ましくない。よ
って、第二相の体積分率を１０〜３０％の範囲とする。

【００２７】本発明における製造条件について説明する
。

【００２８】上記化学成分を有する鋼は常法により溶製
、鋳造し、熱間圧延に供されるが、熱間圧延の仕上温度
は、結晶粒度が上述の所定の条件を満たすべく７８０〜
９００℃の範囲とする。

【００２９】仕上圧延後は、６８０〜７２０℃まで４０
℃／秒以上で冷却した後、次いで２〜８秒間空冷後、４
０℃／秒以上で冷却する。６８０〜７２０℃に到達した
後の空冷時間を２〜８秒とするのは、第二相の体積分率
が上述の如く１０〜３０％になるようにするためである
。それぞれの冷却速度を４０℃／秒以上とするのは、熱
間圧延後のフェライト結晶粒の粗大化を防止し、Ｐの偏
析を防止すると共に第二相をマルテンサイト及び／又は
ベイナイト及び／又は残留オーステナイトとするためで
ある。

【００３０】上記冷却後、巻取るが、巻取り温度はＰの
偏析による脆化防止及び結晶粒粗大化防止と共にε−Ｃ
ｕの析出を最大限にもたらすために５００℃以下とする
。

【００３１】なお、本発明では、圧延まま（ａｓ　ｒｏ
ｌｌ）の熱延プロセスで製造する場合について規定した
が、連続焼鈍プロセスにおいて焼鈍温度を調整して上記
結晶粒と第二相の体積分率にした鋼板を得ることも可能
である。

【００３２】次に本発明の実施例を示す。

【００３３】

【実施例】

【表１】 に示す化学成分の鋼について、同表に示す熱延条件で熱
延鋼板を製造した。なお、Ｎｏ．１〜Ｎｏ．９は本発明
例であり、Ｎｏ．１０〜Ｎｏ．１３は従来の低炭素鋼の
例、Ｎｏ．１４〜Ｎｏ．１５は化学成分が本発明範囲外
の鋼の例である。

【００３４】得られた熱延鋼板について引張試験、平面
曲げ疲労試験、応力比０．１の疲労亀裂伝播試験を行な
うと共に、フェライト結晶粒径と第二相の体積分率を測
定した。それらの結果を表１及び

【表２】 並びに図３に示す。

【００３５】各表及び図より、本発明例の熱延鋼板は、
引張強さ５０ｋｇ／ｍｍ２以上を満足し、１４Ｐ＋Ｃｕ
＜２％を満たす範囲内で耐久限度比（疲労限度／引張強
さ）は従来鋼に比べて高い値を示していることがわかる
。また、フェライト結晶粒径と第二相の体積分率をそれ
ぞれ５〜２５μｍ及び１０〜３０％の範囲に制御した本
発明例では、疲労亀裂伝播下限界（ΔＫｔｈ）も従来鋼
以上の高い値を示していることがわかる。

【００３６】

【発明の効果】以上詳述したように、本発明によれば、
疲労耐久限度比が高く、同時に疲労亀裂伝播特性も優れ
る高強度熱延鋼板が得られるので、単純平滑部材のみな
らず、切欠き部や溶接部などの構造的、組織的不連続部
のあるような構造強度部材に利用でき、その効果は多大
である。

【図面の簡単な説明】

【図１】フェライト結晶粒径と引張強さ（σв）及び疲
労亀裂伝播下限界（ΔＫｔｈ）の関係を示す図である。

【図２】第二相の体積分率（ＶＦ）と疲労亀裂伝播下限
界（ΔＫｔｈ）の関係を示す図である。

【図３】引張強さ（σв）と疲労耐久限度比（σｗ／σ
в）の関係を示す図である。

Claims (3)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】　　重量％で（以下、同じ）、Ｃ：０．０
   ３〜０．１５％、Ｓｉ：０．１０〜１．５％、Ｍｎ：０
   ．１０〜２．０％、Ａｌ：０．０１〜０．１０％及びＰ
   ：０．０３〜０．１５％を含有し、残部がＦｅ及び不可
   避的不純物からなる鋼を、７８０〜９００℃の温度範囲
   内で仕上圧延を終了し、その後、６８０〜７２０℃まで
   ４０℃／秒以上で冷却した後、次いで２〜８秒間の空冷
   後、４０℃／秒以上で冷却し、更に５００℃以下の温度
   で巻取ることにより、最終組織が、 ５μｍ≦フェライト結晶粒径≦２５μｍ、１０％≦第二
   相（マルテンサイト及び／又はベイナイト及び／又は残
   留オーステナイト）の体積分率≦３０％、に制御された
   組織を得ることを特徴とする疲労強度と疲労亀裂伝播抵
   抗の優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
2. 【請求項２】　　前記鋼が、更にＣｕ：０．０３〜１．
   ５％及びＮｉ：０．０３〜０．５％（但し、１４Ｐ＋Ｃ
   ｕ＜２％）を含有している請求項１に記載の方法。
3. 【請求項３】　　前記鋼が更にＣａ：１０〜６０ｐｐｍ
   を含有している請求項２に記載の方法。