JPH05331595A - 溶接部の疲労特性が優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法 - Google Patents
溶接部の疲労特性が優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法Info
- Publication number
- JPH05331595A JPH05331595A JP16218092A JP16218092A JPH05331595A JP H05331595 A JPH05331595 A JP H05331595A JP 16218092 A JP16218092 A JP 16218092A JP 16218092 A JP16218092 A JP 16218092A JP H05331595 A JPH05331595 A JP H05331595A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- steel
- steel plate
- rolled steel
- strength
- fatigue
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【目的】 自動車足廻り部品などの溶接構造物として、
厳しい腐食環境下で優れた疲労特性を発揮し得る高強度
熱延鋼板を提供する。 【構成】 この熱延鋼板は、Ｃ：０.０２〜０.１５％、
Ｓi：１.５％以下、Ｍn：１.０〜３.０％、Ｐ：０.０４
〜０.１５％、Ｓ：０.０１０％以下、Ｃr及びＭoの１種
又は２種：０.１〜０.５％、Ａl：０.０１〜０.１０
％、Ｎi：１.２％以下、Ｃu：０.６〜１.６％、Ｎb、Ｔ
i及びＶの１種又は２種以上：０.０５〜０.２５％を含
有し、かつ、Ｐ＋Ｃu／１０−(Ｃr＋Ｍo)／３≧０％を
満足し、残部がＦe及び不可避的不純物からなることを
特徴としている。上記化学成分を有する鋼の熱間圧延に
おいて、仕上圧延後の平均冷却速度１０℃／ｓ以上、巻
取温度７００℃以下とし、主としてベイナイト組織を生
成させることにより得られる。ＴＳ≧７０kgf／mm2の高
強度で疲労強度が優れている。
厳しい腐食環境下で優れた疲労特性を発揮し得る高強度
熱延鋼板を提供する。 【構成】 この熱延鋼板は、Ｃ：０.０２〜０.１５％、
Ｓi：１.５％以下、Ｍn：１.０〜３.０％、Ｐ：０.０４
〜０.１５％、Ｓ：０.０１０％以下、Ｃr及びＭoの１種
又は２種：０.１〜０.５％、Ａl：０.０１〜０.１０
％、Ｎi：１.２％以下、Ｃu：０.６〜１.６％、Ｎb、Ｔ
i及びＶの１種又は２種以上：０.０５〜０.２５％を含
有し、かつ、Ｐ＋Ｃu／１０−(Ｃr＋Ｍo)／３≧０％を
満足し、残部がＦe及び不可避的不純物からなることを
特徴としている。上記化学成分を有する鋼の熱間圧延に
おいて、仕上圧延後の平均冷却速度１０℃／ｓ以上、巻
取温度７００℃以下とし、主としてベイナイト組織を生
成させることにより得られる。ＴＳ≧７０kgf／mm2の高
強度で疲労強度が優れている。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、自動車足廻り部品など
の溶接構造物として、厳しい腐食環境下で優れた疲労特
性を発揮し得る高強度熱延鋼板とその製造方法に関す
る。
の溶接構造物として、厳しい腐食環境下で優れた疲労特
性を発揮し得る高強度熱延鋼板とその製造方法に関す
る。
【０００２】
【従来の技術及び発明が解決しようとする課題】ロアア
ーム、サスペンションメンバなどの自動車部品は、特に
融雪塩を大量に使用する北米においては厳しい腐食環境
下で十分な耐久性が求められる重要保安部品であり、防
錆能向上の観点から、従来、厚膜塗装、Ｚnめっき処理
などが施されている。これら処理は、部材の平滑部では
効果が大きいが、部品の合せ目、溶接部では塗料の流入
や密着性が悪く、更に溶接部では熱によるめっき剥がれ
などを生じ、防錆能が著しく低下する問題が指摘されて
いる。めっきが剥離した溶接部は長期にわたる自動車走
行過程で塩水浸漬、湿潤、乾燥などの厳しい腐食環境に
曝される結果、局所的に板厚減少が激しくなり、保安特
性の一つである疲労強度が大幅に低下する。
ーム、サスペンションメンバなどの自動車部品は、特に
融雪塩を大量に使用する北米においては厳しい腐食環境
下で十分な耐久性が求められる重要保安部品であり、防
錆能向上の観点から、従来、厚膜塗装、Ｚnめっき処理
などが施されている。これら処理は、部材の平滑部では
効果が大きいが、部品の合せ目、溶接部では塗料の流入
や密着性が悪く、更に溶接部では熱によるめっき剥がれ
などを生じ、防錆能が著しく低下する問題が指摘されて
いる。めっきが剥離した溶接部は長期にわたる自動車走
行過程で塩水浸漬、湿潤、乾燥などの厳しい腐食環境に
曝される結果、局所的に板厚減少が激しくなり、保安特
性の一つである疲労強度が大幅に低下する。
【０００３】アーク溶接継手の疲労強度向上策として
は、溶接ビードの形状面(ビード止端半径、ビード接線
角など)からの研究報告が多くなされているが、上記の
腐食環境下での疲労強度の低下を防止するには十分とは
いえない。最近、自動車業界では、車体の軽量化による
燃費向上の見地から、足廻り部品の板厚も薄膜化する傾
向にあり、厳しい腐食環境下での溶接継手の疲労特性改
善は緊急課題となっている。
は、溶接ビードの形状面(ビード止端半径、ビード接線
角など)からの研究報告が多くなされているが、上記の
腐食環境下での疲労強度の低下を防止するには十分とは
いえない。最近、自動車業界では、車体の軽量化による
燃費向上の見地から、足廻り部品の板厚も薄膜化する傾
向にあり、厳しい腐食環境下での溶接継手の疲労特性改
善は緊急課題となっている。
【０００４】ロアアームなどには、現在、板厚２.６〜
３.８mm、引張強さ(ＴＳ)３８〜５０kgf／mm2の範囲の
熱延鋼板及び熱延原板めっき鋼板が多く使われている
が、前述の薄肉高強度化の見地から、より薄肉の高強度
鋼板(ＴＳ≧５０kgf／mm2)への切換えが検討されてい
る。
３.８mm、引張強さ(ＴＳ)３８〜５０kgf／mm2の範囲の
熱延鋼板及び熱延原板めっき鋼板が多く使われている
が、前述の薄肉高強度化の見地から、より薄肉の高強度
鋼板(ＴＳ≧５０kgf／mm2)への切換えが検討されてい
る。
【０００５】これに対処するためには、より高強度であ
りながら、従来鋼板と同等のプレス加工性、溶接性、化
成処理性などを具備する必要があり、種々の材料が研究
開発されている。しかし、これらの殆どは強度とプレス
加工性のバランス改善にウェイトをおいたものであり、
高強度になるほど大きくなる溶接熱影響部の軟化、腐食
量、疲労に対する切欠感受性などの観点からの材料研究
は比較的新しいテーマであり、これまで総括的な研究が
なされていないのが現状である。特に薄肉化が顕著にな
るＴＳ≧７０kgf／mm2の分野ではより深刻な問題であ
る。
りながら、従来鋼板と同等のプレス加工性、溶接性、化
成処理性などを具備する必要があり、種々の材料が研究
開発されている。しかし、これらの殆どは強度とプレス
加工性のバランス改善にウェイトをおいたものであり、
高強度になるほど大きくなる溶接熱影響部の軟化、腐食
量、疲労に対する切欠感受性などの観点からの材料研究
は比較的新しいテーマであり、これまで総括的な研究が
なされていないのが現状である。特に薄肉化が顕著にな
るＴＳ≧７０kgf／mm2の分野ではより深刻な問題であ
る。
【０００６】本発明は、かゝる状況のもとでなされたも
のであって、自動車足廻り部品などの溶接構造物とし
て、厳しい腐食環境下で優れた疲労特性を発揮し得る高
強度熱延鋼板を提供し、またその製造方法を提供するこ
とを目的とするものである。
のであって、自動車足廻り部品などの溶接構造物とし
て、厳しい腐食環境下で優れた疲労特性を発揮し得る高
強度熱延鋼板を提供し、またその製造方法を提供するこ
とを目的とするものである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明者は、前記課題を
解決するべく種々検討した結果、高強度熱延鋼板溶接部
の耐食性を高めて、なお優れた疲労強度を確保するため
には比較的低Ｃの鋼にＮb、Ｔi、Ｖなどのミクロアロイ
並びにＰ、Ｃu、Ｃr、Ｍoなどの元素を適正量添加する
ことが有効であることを見出し、ここに本発明を完成し
たものである。
解決するべく種々検討した結果、高強度熱延鋼板溶接部
の耐食性を高めて、なお優れた疲労強度を確保するため
には比較的低Ｃの鋼にＮb、Ｔi、Ｖなどのミクロアロイ
並びにＰ、Ｃu、Ｃr、Ｍoなどの元素を適正量添加する
ことが有効であることを見出し、ここに本発明を完成し
たものである。
【０００８】すなわち、本発明は、Ｃ：０.０２〜０.１
５％、Ｓi：１.５％以下、Ｍn：１.０〜３.０％、Ｐ：
０.０４〜０.１５％、Ｓ：０.０１０％以下、Ｃr及びＭ
oの１種又は２種：０.１〜０.５％、Ａl：０.０１〜０.
１０％、Ｎi：１.２％以下、Ｃu：０.６〜１.６％、Ｎ
b、Ｔi及びＶの１種又は２種以上：０.０５〜０.２５％
を含有し、かつ、Ｐ＋Ｃu／１０−(Ｃr＋Ｍo)／３≧０
％を満足し、残部がＦe及び不可避的不純物からなるこ
とを特徴とする溶接部の疲労特性が優れた高強度熱延鋼
板を要旨とするものである。
５％、Ｓi：１.５％以下、Ｍn：１.０〜３.０％、Ｐ：
０.０４〜０.１５％、Ｓ：０.０１０％以下、Ｃr及びＭ
oの１種又は２種：０.１〜０.５％、Ａl：０.０１〜０.
１０％、Ｎi：１.２％以下、Ｃu：０.６〜１.６％、Ｎ
b、Ｔi及びＶの１種又は２種以上：０.０５〜０.２５％
を含有し、かつ、Ｐ＋Ｃu／１０−(Ｃr＋Ｍo)／３≧０
％を満足し、残部がＦe及び不可避的不純物からなるこ
とを特徴とする溶接部の疲労特性が優れた高強度熱延鋼
板を要旨とするものである。
【０００９】また、その製造方法は、上記化学成分を有
する鋼の熱間圧延において、仕上圧延後の平均冷却速度
１０℃／ｓ以上、巻取温度７００℃以下とし、主として
ベイナイト組織を生成させることを特徴としている。
する鋼の熱間圧延において、仕上圧延後の平均冷却速度
１０℃／ｓ以上、巻取温度７００℃以下とし、主として
ベイナイト組織を生成させることを特徴としている。
【００１０】以下に本発明を更に詳細に説明する。
【００１１】
【００１２】まず、本発明をなすに至った基礎実験につ
いて説明する。
いて説明する。
【００１３】後述の表１に示す鋼Ｎo.１〜Ｎo.１１を実
験室にて真空溶解した後、皮削り、鍛造を実施し、３０
mm厚の熱間圧延用スラブとした。これら鋼はＴＳ≧５０
kgf／mm2を満足し、プレス加工性、溶接性などの観点か
ら自動車足廻り部品への適用を考慮した上で鋼の強化方
法、添加元素を種々変化させたものである。熱間圧延は
スラブ加熱温度１２００℃、仕上温度８６０℃として
３.４mm厚に圧延した後、シャワー冷却(平均冷却速度２
０〜４０℃／s)を経て４５０℃でコイル巻取りした。
験室にて真空溶解した後、皮削り、鍛造を実施し、３０
mm厚の熱間圧延用スラブとした。これら鋼はＴＳ≧５０
kgf／mm2を満足し、プレス加工性、溶接性などの観点か
ら自動車足廻り部品への適用を考慮した上で鋼の強化方
法、添加元素を種々変化させたものである。熱間圧延は
スラブ加熱温度１２００℃、仕上温度８６０℃として
３.４mm厚に圧延した後、シャワー冷却(平均冷却速度２
０〜４０℃／s)を経て４５０℃でコイル巻取りした。
【００１４】これらの鋼板を酸洗した後、重ね合せすみ
肉アーク溶接を実施した。試験板の組合せは、常に４mm
厚の８０kgf／mm2級鋼板との溶接とすることにより、
３.４mm厚試片の側が疲労破壊するように調整してい
る。アーク溶接条件を表３に示す。溶接板はその後、表
４に示す条件にて塩水による厳しい腐食を想定した腐食
試験に供し、９０サイクル後の溶接板より疲労試験片を
加工した。
肉アーク溶接を実施した。試験板の組合せは、常に４mm
厚の８０kgf／mm2級鋼板との溶接とすることにより、
３.４mm厚試片の側が疲労破壊するように調整してい
る。アーク溶接条件を表３に示す。溶接板はその後、表
４に示す条件にて塩水による厳しい腐食を想定した腐食
試験に供し、９０サイクル後の溶接板より疲労試験片を
加工した。
【００１５】疲労試験は、両面平面曲げの正弦波負荷に
て実施し、１０7サイクル時点での限界モーメントを耐
久限とした。耐久限を公称応力の代わりに負荷モーメン
トとしたのは、部品の薄肉高強度化に伴う耐久性の変化
をより明確に評価するためである。
て実施し、１０7サイクル時点での限界モーメントを耐
久限とした。耐久限を公称応力の代わりに負荷モーメン
トとしたのは、部品の薄肉高強度化に伴う耐久性の変化
をより明確に評価するためである。
【００１６】供試材の機械的性質及び腐食試験後の耐久
性を表２に示す。供試材のＴＳは５８〜８５kgf／mm2の
範囲で変化しており、腐食試験後の疲労限モーメントは
８〜３２kgf-cmの範囲で変化している。ＴＳと疲労限モ
ーメントとの間に相関は認められない。これらの結果を
Ｐ量(０.０４％より多い、少ない)、Ｃr＋Ｍoの総和、
Ｃu量、Ｎb＋Ｔi量、及びＰ＋0.1Ｃu−(1/3)(Ｃr＋Ｍo)
量でグループ分けすることによって疲労限の優劣を区分
けできることがわかった。すなわち、前述の本発明範囲
の条件を満足する化学成分の鋼が比較的優れた疲労限モ
ーメントを有していることがわかった。区分けの一例を
図１に示す。化学成分に関する前述の種々の規定のう
ち、Ｐ＋0.1Ｃu−(1/3)(Ｃr＋Ｍo)が一つの大きな因子
であることがわかる。
性を表２に示す。供試材のＴＳは５８〜８５kgf／mm2の
範囲で変化しており、腐食試験後の疲労限モーメントは
８〜３２kgf-cmの範囲で変化している。ＴＳと疲労限モ
ーメントとの間に相関は認められない。これらの結果を
Ｐ量(０.０４％より多い、少ない)、Ｃr＋Ｍoの総和、
Ｃu量、Ｎb＋Ｔi量、及びＰ＋0.1Ｃu−(1/3)(Ｃr＋Ｍo)
量でグループ分けすることによって疲労限の優劣を区分
けできることがわかった。すなわち、前述の本発明範囲
の条件を満足する化学成分の鋼が比較的優れた疲労限モ
ーメントを有していることがわかった。区分けの一例を
図１に示す。化学成分に関する前述の種々の規定のう
ち、Ｐ＋0.1Ｃu−(1/3)(Ｃr＋Ｍo)が一つの大きな因子
であることがわかる。
【００１７】鋼板の疲労特性がこのよう条件を満足する
範囲で向上する理由は十分明らかではないが、溶接部近
傍の腐食挙動及び材料強度が関係しているものと考えら
れる。すなわち、溶接構造物は必然的に疲労に対して亀
裂発生サイトとなる何らかの欠陥を多く含んでいる上、
溶接熱影響による鋼板材質変質部を合わせ持っている。
欠陥部及び材質変質部は鋼板が高強度になるほど腐食及
び疲労に関する特性劣化が大きくなるが、本発明範囲内
の条件を満足する領域では溶接軟化などの材質異常が比
較的少なく、腐食に対しても強い抵抗を有している上
に、材料そのものの疲労特性が優れている結果、部品製
造時の溶接部の欠陥形状によらず、腐食がある程度進展
した実際の使用環境下での疲労特性が従来の鋼板に比べ
て一段と向上したものと考えられる。
範囲で向上する理由は十分明らかではないが、溶接部近
傍の腐食挙動及び材料強度が関係しているものと考えら
れる。すなわち、溶接構造物は必然的に疲労に対して亀
裂発生サイトとなる何らかの欠陥を多く含んでいる上、
溶接熱影響による鋼板材質変質部を合わせ持っている。
欠陥部及び材質変質部は鋼板が高強度になるほど腐食及
び疲労に関する特性劣化が大きくなるが、本発明範囲内
の条件を満足する領域では溶接軟化などの材質異常が比
較的少なく、腐食に対しても強い抵抗を有している上
に、材料そのものの疲労特性が優れている結果、部品製
造時の溶接部の欠陥形状によらず、腐食がある程度進展
した実際の使用環境下での疲労特性が従来の鋼板に比べ
て一段と向上したものと考えられる。
【００１８】本発明はこれらの実験結果に基づいて完成
されたものであり、熱延鋼板そのものの疲労強度が優れ
ていると共に、溶接熱影響部の耐食性及び硬さ向上とに
よって、厳しい腐食環境下での溶接継手の熱影響部から
の疲労破壊に対し疲労特性を顕著に改善することができ
る。
されたものであり、熱延鋼板そのものの疲労強度が優れ
ていると共に、溶接熱影響部の耐食性及び硬さ向上とに
よって、厳しい腐食環境下での溶接継手の熱影響部から
の疲労破壊に対し疲労特性を顕著に改善することができ
る。
【００１９】以下に本発明における鋼の化学成分並びに
製造条件の限定理由を示す。
製造条件の限定理由を示す。
【００２０】Ｃ：０.０２〜０.１５％ 本発明鋼は冷間加工性を重視するミクロアロイ系高強度
鋼であり、Ｃが０.０２％未満では十分な強度が達成で
きない。一方、０.１５％を超えると鋼炭化物増大によ
る加工性低下が大きく、溶接性も劣化する。よって、Ｃ
量は０.０２〜０.１５％の範囲とする。
鋼であり、Ｃが０.０２％未満では十分な強度が達成で
きない。一方、０.１５％を超えると鋼炭化物増大によ
る加工性低下が大きく、溶接性も劣化する。よって、Ｃ
量は０.０２〜０.１５％の範囲とする。
【００２１】Ｓi：１.５％以下 Ｓiは鋼の強化に有効な元素であるが、過度の添加は熱
間圧延時に変形抵抗を大きくして支障を来たすので、
１.５％を上限とする。
間圧延時に変形抵抗を大きくして支障を来たすので、
１.５％を上限とする。
【００２２】Ｍn：１.０〜３.０％ Ｍnは鋼の変態組織強化に有効であり、耐食性にも特に
害を及ぼさない。しかし、１.０％未満ではポリゴナル
フェライトの生成が促進されて鋼の強化が十分図れない
ことがある。また３.０％を超えると熱間圧延時の割れ
感受性が高まるので好ましくない。よって、Ｍn量は１.
０〜３.０％の範囲とする。
害を及ぼさない。しかし、１.０％未満ではポリゴナル
フェライトの生成が促進されて鋼の強化が十分図れない
ことがある。また３.０％を超えると熱間圧延時の割れ
感受性が高まるので好ましくない。よって、Ｍn量は１.
０〜３.０％の範囲とする。
【００２３】Ｐ：０.０４〜０.１５％ Ｐは耐食性の付与に重要な元素であり、その効果は０.
０４％以上で顕著になる。しかし、過多の添加は鋼の粒
界強度を低下させるので、０.１５％を上限とする。
０４％以上で顕著になる。しかし、過多の添加は鋼の粒
界強度を低下させるので、０.１５％を上限とする。
【００２４】Ｓ：０.０１０％以下 本発明鋼は冷間加工性が優れていることが重要である。
Ｓは鋼中の非金属介在物を増大させるほか、Ｍnと結合
して圧延方向に伸展する結果、伸びフランジ性を著しく
損なう。このため並びに耐食性の点からも、０.０１０
％以下に抑制する。
Ｓは鋼中の非金属介在物を増大させるほか、Ｍnと結合
して圧延方向に伸展する結果、伸びフランジ性を著しく
損なう。このため並びに耐食性の点からも、０.０１０
％以下に抑制する。
【００２５】Ｃr、Ｍoの１種又は２種：０.１〜０.５％ Ｃr、Ｍoは、比較的微量の添加で腐食環境下の溶接継手
の耐食性を改善する効果がある。この効果のためにはＣ
r、Ｍoの１種又は２種を合計で０.１％以上を添加す
る。しかし、０.５％を超える多量の添加は溶接部の腐
食を促進させることになる。よって、Ｃr、Ｍo量はその
１種又は２種を合計で０.１〜０.５％の範囲とする。
の耐食性を改善する効果がある。この効果のためにはＣ
r、Ｍoの１種又は２種を合計で０.１％以上を添加す
る。しかし、０.５％を超える多量の添加は溶接部の腐
食を促進させることになる。よって、Ｃr、Ｍo量はその
１種又は２種を合計で０.１〜０.５％の範囲とする。
【００２６】Ａl：０.０１〜０.１０％ Ａlはアルミキルド鋼として０.０１％は必要であるが、
過多の添加は加工性を劣化させるので、０.１０％を上
限とする。
過多の添加は加工性を劣化させるので、０.１０％を上
限とする。
【００２７】Ｎi：１.２％以下 Ｎiの添加は、基本的にはＣu添加による表面疵を抑制す
るのが主目的である。低温変態組織の生成にも有効であ
る。しかし、コスト高であることを勘案して、１.２％
以下とする。
るのが主目的である。低温変態組織の生成にも有効であ
る。しかし、コスト高であることを勘案して、１.２％
以下とする。
【００２８】Ｃu：０.６〜１.６％ ＣuはＰとの複合添加によって耐食性改善が期待できる
ほか、疲労特性にとっても有効である。腐食試験後の溶
接継手耐久性は０.６％未満では劣化が大きく、一方、
１.６％を超えると耐久性向上の効果が飽和してくるほ
か、合わせて添加するＮi量増大によるコスト上昇を招
くので好ましくない。よって、Ｃu量は０.６〜１.６％
の範囲とする。
ほか、疲労特性にとっても有効である。腐食試験後の溶
接継手耐久性は０.６％未満では劣化が大きく、一方、
１.６％を超えると耐久性向上の効果が飽和してくるほ
か、合わせて添加するＮi量増大によるコスト上昇を招
くので好ましくない。よって、Ｃu量は０.６〜１.６％
の範囲とする。
【００２９】Ｎb、Ｔi、Ｖの１種又は２種以上：０.０
５〜０.２５％ Ｎb、Ｔi又はＶは鋼のミクロ組織の微細化に不可欠であ
る。これらの１種又は２種以上の合計が０.０５％未満
では安定した強化が図れない。一方、０.２５％を超え
て多量に添加しても疲労強度の向上効果が飽和してしま
う。よって、Ｎb、Ｔi、Ｖ量はその１種又は２種以上の
合計で０.０５〜０.２５％の範囲とする。
５〜０.２５％ Ｎb、Ｔi又はＶは鋼のミクロ組織の微細化に不可欠であ
る。これらの１種又は２種以上の合計が０.０５％未満
では安定した強化が図れない。一方、０.２５％を超え
て多量に添加しても疲労強度の向上効果が飽和してしま
う。よって、Ｎb、Ｔi、Ｖ量はその１種又は２種以上の
合計で０.０５〜０.２５％の範囲とする。
【００３０】但し、Ｐ＋Ｃu／１０−(Ｃr＋Ｍo)／３≧
０％の関係満足する必要がある。図１に関連して説明し
たように、Ｐ＋Ｃu／１０−(Ｃr＋Ｍo)／３の関係式は
溶接継手の疲労特性向上に大きく寄与する因子であり、
この式の値が０％以上の場合にその効果が得られる。
０％の関係満足する必要がある。図１に関連して説明し
たように、Ｐ＋Ｃu／１０−(Ｃr＋Ｍo)／３の関係式は
溶接継手の疲労特性向上に大きく寄与する因子であり、
この式の値が０％以上の場合にその効果が得られる。
【００３１】なお、以上の元素を必須成分とするが、微
量のＢ、Ｃa、Ｚr、ＲＥＭなどを必要に応じて添加して
もよい。Ｂは鋼の焼入れ性を高める元素として知られて
おり、０.００３％以下の範囲であれば耐食性への弊害
もない。Ｃa、Ｚr、ＲＥＭは非金属介在物の球状化によ
って鋼板の加工性を改善させるほか、特にＣaは鋼の耐
食性にとっても好ましい元素である。添加量は鋼の清浄
度を高く保つ意味からそれぞれ０.０３％以下が望まし
い。
量のＢ、Ｃa、Ｚr、ＲＥＭなどを必要に応じて添加して
もよい。Ｂは鋼の焼入れ性を高める元素として知られて
おり、０.００３％以下の範囲であれば耐食性への弊害
もない。Ｃa、Ｚr、ＲＥＭは非金属介在物の球状化によ
って鋼板の加工性を改善させるほか、特にＣaは鋼の耐
食性にとっても好ましい元素である。添加量は鋼の清浄
度を高く保つ意味からそれぞれ０.０３％以下が望まし
い。
【００３２】本発明の効果は上述の化学成分の規定によ
り得られるが、本発明の効果をより一層発揮させるため
には、以下の製造条件により製造するのが好ましい。
り得られるが、本発明の効果をより一層発揮させるため
には、以下の製造条件により製造するのが好ましい。
【００３３】上記化学成分の鋼板の製造では、スラブは
連鋳法或いは造塊法のいずれで製造してもよい。熱延は
スラブ加熱方式でも直接圧延方式のいずれでもよいが、
Ｃu添加鋼の表面性状を美麗にする観点からは直接圧延
方式が望ましい。粗圧延及び仕上圧延は常法に従って実
施すればよい。鋼の組織微細化などでの１１００℃程度
のスラブ低温加熱、γ−α域高温でのγ未再結晶域圧延
を施しても本発明の効果は損なわれない。
連鋳法或いは造塊法のいずれで製造してもよい。熱延は
スラブ加熱方式でも直接圧延方式のいずれでもよいが、
Ｃu添加鋼の表面性状を美麗にする観点からは直接圧延
方式が望ましい。粗圧延及び仕上圧延は常法に従って実
施すればよい。鋼の組織微細化などでの１１００℃程度
のスラブ低温加熱、γ−α域高温でのγ未再結晶域圧延
を施しても本発明の効果は損なわれない。
【００３４】但し、仕上圧延後の鋼板は、平均冷却速度
１０℃／ｓ以上で冷却した後、７００℃以下でコイル巻
取する。これにより、主としてベイナイトからなる微細
組織とすることができる。このような微細組織は腐食環
境下で溶接部の局部電池の形成を抑制する働きが期待で
きる。
１０℃／ｓ以上で冷却した後、７００℃以下でコイル巻
取する。これにより、主としてベイナイトからなる微細
組織とすることができる。このような微細組織は腐食環
境下で溶接部の局部電池の形成を抑制する働きが期待で
きる。
【００３５】仕上圧延後の冷却方法は、一様に連続冷却
しても中間で徐冷を挿入するステップ冷却を行ってもよ
いが、冷却速度が１０℃／ｓ未満では鋼種によってパー
ライト、マルテンサイトなどのような粗大な第２相組織
を生じることがあり、腐食後の疲労強度を劣化させる。
なお、冷却速度の上限は特に規定しないが、鋼板の形
状、材質の安定性などの観点から約１００℃／ｓが望ま
しい。
しても中間で徐冷を挿入するステップ冷却を行ってもよ
いが、冷却速度が１０℃／ｓ未満では鋼種によってパー
ライト、マルテンサイトなどのような粗大な第２相組織
を生じることがあり、腐食後の疲労強度を劣化させる。
なお、冷却速度の上限は特に規定しないが、鋼板の形
状、材質の安定性などの観点から約１００℃／ｓが望ま
しい。
【００３６】また、コイル巻取温度が７００℃を超える
と、前述の粗大組織が生成し易くなるほか、ミクロアロ
イによる鋼の析出強化能が低下する弊害がある。なお、
コイル巻取温度の下限は特に規定しないが、板形状など
を考慮すると３００℃程度が望ましい。
と、前述の粗大組織が生成し易くなるほか、ミクロアロ
イによる鋼の析出強化能が低下する弊害がある。なお、
コイル巻取温度の下限は特に規定しないが、板形状など
を考慮すると３００℃程度が望ましい。
【００３７】なお、本発明の鋼板は熱延ままで使用でき
るほか、電気Ｚnめっき、溶融Ｚnめっきを施して使用す
るめことができる。但し、溶融Ｚnめっきを施す場合、
めっき密着性を損なうことがあるので、用途をよく選ぶ
必要がある。最近、船舶関係でも溶接構造物の腐食が問
題となつているが、本発明鋼はこのような分野を含む塩
水が関連した腐食の問題に対し、効果を発揮することが
できる。
るほか、電気Ｚnめっき、溶融Ｚnめっきを施して使用す
るめことができる。但し、溶融Ｚnめっきを施す場合、
めっき密着性を損なうことがあるので、用途をよく選ぶ
必要がある。最近、船舶関係でも溶接構造物の腐食が問
題となつているが、本発明鋼はこのような分野を含む塩
水が関連した腐食の問題に対し、効果を発揮することが
できる。
【００３８】次に本発明の実施例を示す。なお、前述の
基礎実験の結果も本発明の実施例たり得ることは云うま
でもない。
基礎実験の結果も本発明の実施例たり得ることは云うま
でもない。
【００３９】
【表１】 に示す化学成分を有する鋼を実験室にて真空溶解した
後、皮削り、鍛造を実施し、３０mm厚の熱間圧延用スラ
ブとした。熱間圧延はスラブ加熱温度１２００℃、仕上
温度８６０℃として３.４mm厚に圧延した後、シャワー
冷却(平均冷却速度２０〜４０℃／s)を経て４５０℃、
７１０℃でコイル巻取りした。
後、皮削り、鍛造を実施し、３０mm厚の熱間圧延用スラ
ブとした。熱間圧延はスラブ加熱温度１２００℃、仕上
温度８６０℃として３.４mm厚に圧延した後、シャワー
冷却(平均冷却速度２０〜４０℃／s)を経て４５０℃、
７１０℃でコイル巻取りした。
【００４０】これらの鋼板を酸洗した後、重ね合せすみ
肉アーク溶接を実施した。試験板の組合せは、常に４mm
厚の８０kgf／mm2級鋼板との溶接とすることにより、
３.４mm厚試片の側が疲労破壊するように調整した。ア
ーク溶接条件を
肉アーク溶接を実施した。試験板の組合せは、常に４mm
厚の８０kgf／mm2級鋼板との溶接とすることにより、
３.４mm厚試片の側が疲労破壊するように調整した。ア
ーク溶接条件を
【表３】 に示す。溶接板はその後、
【表４】 に示す条件にて塩水による厳しい腐食を想定した腐食試
験に供し、９０サイクル後の溶接板より疲労試験片を加
工した。
験に供し、９０サイクル後の溶接板より疲労試験片を加
工した。
【００４１】疲労試験は、両面平面曲げの正弦波負荷に
て実施し、１０7サイクル時点での限界モーメントを耐
久限とした。耐久限を公称応力の代わりに負荷モーメン
トとしたのは、部品の薄肉高強度化に伴う耐久性の変化
をより明確に評価するためである。
て実施し、１０7サイクル時点での限界モーメントを耐
久限とした。耐久限を公称応力の代わりに負荷モーメン
トとしたのは、部品の薄肉高強度化に伴う耐久性の変化
をより明確に評価するためである。
【００４２】供試材の機械的性質及び腐食試験後の耐久
性を
性を
【表２】 に示す。表２に示す結果を熱延板のＴＳと耐久性(疲労
限モーメント)との関係を整理して図２に示す。図２よ
り、耐久性とＴＳとの間に相関関係は認められないもの
の、本発明例は、いずれも高強度でありながら優れた耐
久性を有していることがわかる。前述のとおり、図１は
耐久性とＰ＋0.1Ｃu−(1/3)(Ｃr＋Ｍo)式の値との関係
を整理したもので、Ｐ＋0.1Ｃu−(1/3)(Ｃr＋Ｍo)≧０
％を満足する本発明範囲内で優れた耐久性が得られるこ
とを示している。
限モーメント)との関係を整理して図２に示す。図２よ
り、耐久性とＴＳとの間に相関関係は認められないもの
の、本発明例は、いずれも高強度でありながら優れた耐
久性を有していることがわかる。前述のとおり、図１は
耐久性とＰ＋0.1Ｃu−(1/3)(Ｃr＋Ｍo)式の値との関係
を整理したもので、Ｐ＋0.1Ｃu−(1/3)(Ｃr＋Ｍo)≧０
％を満足する本発明範囲内で優れた耐久性が得られるこ
とを示している。
【００４３】なお、鋼Ｎo.１２は、化学成分が本発明範
囲内であるので良好な耐久性を示しているが、ミクロ組
織をやや粗くした場合の調査結果を示している。組織を
フェライト・パーライトとすることによって耐久性がや
や低下していることがわかる。鋼Ｎo.１３は、比較的高
強度の鋼についての例であり、優れた耐久性が確保され
ている。
囲内であるので良好な耐久性を示しているが、ミクロ組
織をやや粗くした場合の調査結果を示している。組織を
フェライト・パーライトとすることによって耐久性がや
や低下していることがわかる。鋼Ｎo.１３は、比較的高
強度の鋼についての例であり、優れた耐久性が確保され
ている。
【００４４】
【発明の効果】以上詳述したように、本発明によれば、
熱延鋼板そのものが優れた疲労特性を有し、更に特に厳
しい腐食環境下での溶接部の疲労特性を著しく改善し得
る高強度熱延鋼板を提供できる。自動車足廻り部品など
の溶接構造物の材料として好適である。
熱延鋼板そのものが優れた疲労特性を有し、更に特に厳
しい腐食環境下での溶接部の疲労特性を著しく改善し得
る高強度熱延鋼板を提供できる。自動車足廻り部品など
の溶接構造物の材料として好適である。
【図１】化学成分の異なる熱延鋼板重ね合せすみ肉アー
ク溶接継手の複合腐食試験後平面曲げ耐久性と式Ｐ＋0.
1Ｃu−(1/3)(Ｃr＋Ｍo)の量との関係を示す図である。
ク溶接継手の複合腐食試験後平面曲げ耐久性と式Ｐ＋0.
1Ｃu−(1/3)(Ｃr＋Ｍo)の量との関係を示す図である。
【図２】熱延板ＴＳと複合腐食試験後平面曲げ耐久性
(疲労限モーメント)との関係を示す図である。
(疲労限モーメント)との関係を示す図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 松本正人 兵庫県加古川市金沢町１番地株式会社神戸 製鋼所加古川製鉄所内 (72)発明者 野村伸吾 兵庫県加古川市金沢町１番地株式会社神戸 製鋼所加古川製鉄所内
Claims (3)
- 【請求項１】 重量％で(以下、同じ)、Ｃ：０.０２〜
０.１５％、Ｓi：１.５％以下、Ｍn：１.０〜３.０％、
Ｐ：０.０４〜０.１５％、Ｓ：０.０１０％以下、Ｃr及
びＭoの１種又は２種：０.１〜０.５％、Ａl：０.０１
〜０.１０％、Ｎi：１.２％以下、Ｃu：０.６〜１.６
％、Ｎb、Ｔi及びＶの１種又は２種以上：０.０５〜０.
２５％を含有し、かつ、Ｐ＋Ｃu／１０−(Ｃr＋Ｍo)／
３≧０％を満足し、残部がＦe及び不可避的不純物から
なることを特徴とする溶接部の疲労特性が優れた高強度
熱延鋼板。 - 【請求項２】 強度がＴＳ≧７０kgf／mm2である請求項
１に記載の溶接部の疲労特性が優れた高強度熱延鋼板。 - 【請求項３】 請求項１に記載の化学成分を有する鋼の
熱間圧延において、仕上圧延後の平均冷却速度１０℃／
ｓ以上、巻取温度７００℃以下とし、主としてベイナイ
ト組織を生成させることを特徴とする溶接部の疲労特性
が優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4162180A JP3015841B2 (ja) | 1992-05-27 | 1992-05-27 | 溶接部の疲労特性が優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4162180A JP3015841B2 (ja) | 1992-05-27 | 1992-05-27 | 溶接部の疲労特性が優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05331595A true JPH05331595A (ja) | 1993-12-14 |
| JP3015841B2 JP3015841B2 (ja) | 2000-03-06 |
Family
ID=15749537
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4162180A Expired - Fee Related JP3015841B2 (ja) | 1992-05-27 | 1992-05-27 | 溶接部の疲労特性が優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3015841B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2015516504A (ja) * | 2012-03-14 | 2015-06-11 | バオシャン アイアン アンド スティール カンパニー リミテッド | ストリップ鋳造法による５５０ＭＰａ級高強度耐候性鋼帯の製造方法 |
-
1992
- 1992-05-27 JP JP4162180A patent/JP3015841B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2015516504A (ja) * | 2012-03-14 | 2015-06-11 | バオシャン アイアン アンド スティール カンパニー リミテッド | ストリップ鋳造法による５５０ＭＰａ級高強度耐候性鋼帯の製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3015841B2 (ja) | 2000-03-06 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US20190271058A1 (en) | Coated Steel Strips, Coated Stamped Products and Methods | |
| US8066829B2 (en) | Process for manufacturing stamped products, and stamped products prepared from the same | |
| WO2019106895A1 (ja) | 高強度亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 | |
| WO2014156671A1 (ja) | 溶接構造部材用高強度めっき鋼板およびその製造法 | |
| JP3846206B2 (ja) | 歪時効硬化特性に優れた高張力冷延鋼板およびその製造方法 | |
| EP2527484B1 (en) | Method for manufacturing a high-strength galvanized steel sheet having excellent formability and spot weldability | |
| JP3812279B2 (ja) | 加工性および歪時効硬化特性に優れた高降伏比型高張力溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 | |
| JP2013241636A (ja) | 低降伏比型高強度溶融亜鉛めっき鋼板、低降伏比型高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、低降伏比型高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法、および低降伏比型高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 | |
| JP5732741B2 (ja) | 耐食性に優れたプレス加工用Ｓｎ−Ｚｎめっき高強度鋼板およびその製造方法 | |
| JP5167867B2 (ja) | 表面性状に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 | |
| JP6624136B2 (ja) | 高強度鋼板およびその製造方法、抵抗スポット溶接継手、ならびに自動車用部材 | |
| JP4519373B2 (ja) | 成形性、歪時効硬化特性および耐常温時効性に優れた高張力冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JP3048278B2 (ja) | 溶接部の疲労特性が優れた高強度熱延原板合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 | |
| JP7311808B2 (ja) | 鋼板及びその製造方法 | |
| JP3015841B2 (ja) | 溶接部の疲労特性が優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法 | |
| JPH07118792A (ja) | 高強度熱延鋼板及びその製造方法 | |
| JP4304812B2 (ja) | 溶融亜鉛メッキ鋼板およびその製造方法 | |
| JP2004084024A (ja) | 加工性および耐食性に優れた亜鉛系めっき鋼管と自動車部品およびその製造方法 | |
| JP3943754B2 (ja) | 母材の疲労特性及び溶接後の成形性に優れ溶接熱影響部の軟化しにくい高強度冷延鋼板および高強度表面処理鋼板 | |
| JP3981580B2 (ja) | 加工性、耐食性および耐熱性に優れたアルミめっき鋼管の製造方法 | |
| JP2002294398A (ja) | 抵抗溶接性に優れた高張力亜鉛めっき鋼板 | |
| JP3252651B2 (ja) | 溶接部の耐選択腐食性に優れた鋼管の製造方法 | |
| JPH09291338A (ja) | 耐溶融亜鉛めっき割れ性に優れた高張力鋼板 | |
| WO2024041820A1 (en) | Hot-rolled high-strength steel sheet with excellent low-temperature impact toughness and method for manufacture the same | |
| JP3512863B2 (ja) | 耐食性と疲労特性に優れた耐熱軟化性を有する加工用熱延高強度鋼板およびその製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 19990824 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20071224 Year of fee payment: 8 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20081224 Year of fee payment: 9 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20091224 Year of fee payment: 10 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |