JPH0774377B2 - 耐久疲労性に優れた加工用熱延高強度鋼板の製造方法 - Google Patents
耐久疲労性に優れた加工用熱延高強度鋼板の製造方法Info
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- JPH0774377B2 JPH0774377B2 JP26268389A JP26268389A JPH0774377B2 JP H0774377 B2 JPH0774377 B2 JP H0774377B2 JP 26268389 A JP26268389 A JP 26268389A JP 26268389 A JP26268389 A JP 26268389A JP H0774377 B2 JPH0774377 B2 JP H0774377B2
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Description
【発明の詳細な説明】 ＜産業上の利用分野＞ 本発明は、耐久疲労性（疲労限度比）に優れた加工用熱
延高強度鋼板の製造方法に関するものである。
延高強度鋼板の製造方法に関するものである。
＜従来の技術＞ 近年、自動車業界においては、搭乗者の安全性の確保、
車体重量の軽減、燃費の向上を目的に高強度鋼板（ハイ
テン）の需要が増加している。
車体重量の軽減、燃費の向上を目的に高強度鋼板（ハイ
テン）の需要が増加している。
このような用途において通常鋼板は冷間成形工程を経て
製品となるのでハイテンの高い強度特性と共に優れた冷
間加工性が強く求められている。
製品となるのでハイテンの高い強度特性と共に優れた冷
間加工性が強く求められている。
この要望を満たす方法としては、金属組織をフェライト
（α）相とマルテンサイト相の分散混合した複合組織
（Dual Phase）を形成せしめる方法が行われている。
（α）相とマルテンサイト相の分散混合した複合組織
（Dual Phase）を形成せしめる方法が行われている。
これにより、冷間加工性に必要な低歪み領域の歪みは軟
質のフェライト相で受け持ち、他方高歪み領域の強度は
硬質マルテンサイト相（硬質第２相）から得ている。そ
の結果、降状点が低く、強度−伸びバランスが良好なハ
イテンを得ている。
質のフェライト相で受け持ち、他方高歪み領域の強度は
硬質マルテンサイト相（硬質第２相）から得ている。そ
の結果、降状点が低く、強度−伸びバランスが良好なハ
イテンを得ている。
例えば特公昭56−54371号公報及び特公昭61−11291号公
報による提案は、これ等を提供するものである。
報による提案は、これ等を提供するものである。
しかしながら、これ等の鋼板を板厚低減による重量軽減
を目的に、乗用車のホイールディスク等に使用すると、
安定して高い耐久疲労性が得られず、前記したハイテン
に更に必要な特性として安定して高い耐久疲労性が強く
求められている。
を目的に、乗用車のホイールディスク等に使用すると、
安定して高い耐久疲労性が得られず、前記したハイテン
に更に必要な特性として安定して高い耐久疲労性が強く
求められている。
従来の鋼板は、耐久疲労性を示す両振の平面曲げによる
疲労試験（繰返速度＝3000cpm）の疲労限度比＝σW/σ
Ｂ〔σB:引張強さ、σW:疲労度強度（疲れ限度、１×10
7サイクル）〕が0.4〜0.5で安定して0.5を超える事はな
かった。
疲労試験（繰返速度＝3000cpm）の疲労限度比＝σW/σ
Ｂ〔σB:引張強さ、σW:疲労度強度（疲れ限度、１×10
7サイクル）〕が0.4〜0.5で安定して0.5を超える事はな
かった。
この理由は、耐久疲労性が表面性状及びミクロ組織の種
類と大きさの影響を受けるのに対し、従来これ等のバラ
ンスを最良の状態に制御する技術がなかった事にあり、
そのため安定して高いレベルの耐久疲労性が得られなか
ったのである。
類と大きさの影響を受けるのに対し、従来これ等のバラ
ンスを最良の状態に制御する技術がなかった事にあり、
そのため安定して高いレベルの耐久疲労性が得られなか
ったのである。
＜発明が解決しようとする課題＞ 本発明は、上記した状況に鑑み、疲労限度比＝σW/σＢ
が0.52以上の優れた耐久疲労性を有するハイテンの製造
方法の提供を課題とするものである。
が0.52以上の優れた耐久疲労性を有するハイテンの製造
方法の提供を課題とするものである。
＜課題を解決するための手段＞ 本発明は上記課題を達成するために、 （１）重量％で、 C:0.05〜0.15％ P:≦0.020％ Si:0.1〜1.5％ S:≦0.010％ Mn:0.5〜2.0％ とAl,不可避的成分及び残部Feからなる鋼を820℃〜900
℃の範囲で圧延後、30℃/sec以上の冷却速度で760℃〜6
00℃の温度域迄冷却し、この温度域で３秒〜15秒の間空
冷又は保持した後、この温度域から200℃以下の温度域
迄30℃/sec以上の冷却速度で冷却する事を第１の手段と
し、 （２）重量％で、 C:0.05〜0.15％ P:≦0.020％ Si:0.1〜1.5％ S:≦0.010％ Mn:0.5〜2.0％ とAl、不可避的成分及び残部Feからなる鋼を1170℃以下
に加熱し、820℃〜900℃の範囲で圧延後、30℃/sec以上
の冷却速度で760℃〜600℃の温度域迄冷却し、この温度
域で３秒〜15秒の間空冷又は保持した後、この温度域か
ら200℃以下の温度域迄30℃/sec以上の冷却速度で冷却
する事を第２の手段とし、 （３）重量％で、 C:0.05〜0.15％ S:≦0.010％ Mn:0.5〜2.0％ Cr:0.01〜0.30％ P:≦0.020％ とAl、不可避的成分及び残部Feからなる鋼を820℃〜900
℃の範囲で圧延後、30℃/sec以上の冷却速度で760℃〜6
00℃の温度域迄冷却し、この温度域で３秒〜15秒の間空
冷又は保持した後、この温度域から200℃以下の温度域
迄30℃/sec以上の冷却速度で冷却する事を第３の手段と
し、 （４）重量％で、 C:0.05〜0.15％ P:≦0.020％ Si:0.1〜1.5％ S:≦0.010％ Mn:0.5〜2.0％ Cr:0.01〜0.30％ とAl、不可避的成分及び残部Feからなる鋼を820℃〜900
℃の範囲で圧延後、30℃/sec以上の冷却速度で760℃〜6
00℃の温度域迄冷却し、この温度域で３秒〜15秒の間空
冷又は保持した後、この温度域から200℃以下の温度域
迄30℃/sec以上の冷却速度で冷却する事を第４の手段と
し、 （５）重量％で、 C:0.05〜0.15％ P:≦0.020％ Si:0.1〜1.5％ S:≦0.010％ Mn:0.5〜2.0％ Cr:0.01〜0.30％ とAl、不可避的成分及び残部Feからなる鋼を1170℃以下
に加熱し、820℃〜900℃の範囲で圧延後、30℃/sec以上
の冷却速度で760℃〜600℃の温度域迄冷却し、この温度
域で３秒〜15秒の間空冷又は保持した後、この温度域か
ら200℃以下の温度域迄30℃/sec以上の冷却速度で冷却
する事を第５の手段とし、 （６）重量％で、Ca:0.0005〜0.0050％ REM:0.005〜0.015％ の何れか一方を含有する事を特許請求の範囲第１乃至第
５の手段に加え、第６の手段とするものである。
℃の範囲で圧延後、30℃/sec以上の冷却速度で760℃〜6
00℃の温度域迄冷却し、この温度域で３秒〜15秒の間空
冷又は保持した後、この温度域から200℃以下の温度域
迄30℃/sec以上の冷却速度で冷却する事を第１の手段と
し、 （２）重量％で、 C:0.05〜0.15％ P:≦0.020％ Si:0.1〜1.5％ S:≦0.010％ Mn:0.5〜2.0％ とAl、不可避的成分及び残部Feからなる鋼を1170℃以下
に加熱し、820℃〜900℃の範囲で圧延後、30℃/sec以上
の冷却速度で760℃〜600℃の温度域迄冷却し、この温度
域で３秒〜15秒の間空冷又は保持した後、この温度域か
ら200℃以下の温度域迄30℃/sec以上の冷却速度で冷却
する事を第２の手段とし、 （３）重量％で、 C:0.05〜0.15％ S:≦0.010％ Mn:0.5〜2.0％ Cr:0.01〜0.30％ P:≦0.020％ とAl、不可避的成分及び残部Feからなる鋼を820℃〜900
℃の範囲で圧延後、30℃/sec以上の冷却速度で760℃〜6
00℃の温度域迄冷却し、この温度域で３秒〜15秒の間空
冷又は保持した後、この温度域から200℃以下の温度域
迄30℃/sec以上の冷却速度で冷却する事を第３の手段と
し、 （４）重量％で、 C:0.05〜0.15％ P:≦0.020％ Si:0.1〜1.5％ S:≦0.010％ Mn:0.5〜2.0％ Cr:0.01〜0.30％ とAl、不可避的成分及び残部Feからなる鋼を820℃〜900
℃の範囲で圧延後、30℃/sec以上の冷却速度で760℃〜6
00℃の温度域迄冷却し、この温度域で３秒〜15秒の間空
冷又は保持した後、この温度域から200℃以下の温度域
迄30℃/sec以上の冷却速度で冷却する事を第４の手段と
し、 （５）重量％で、 C:0.05〜0.15％ P:≦0.020％ Si:0.1〜1.5％ S:≦0.010％ Mn:0.5〜2.0％ Cr:0.01〜0.30％ とAl、不可避的成分及び残部Feからなる鋼を1170℃以下
に加熱し、820℃〜900℃の範囲で圧延後、30℃/sec以上
の冷却速度で760℃〜600℃の温度域迄冷却し、この温度
域で３秒〜15秒の間空冷又は保持した後、この温度域か
ら200℃以下の温度域迄30℃/sec以上の冷却速度で冷却
する事を第５の手段とし、 （６）重量％で、Ca:0.0005〜0.0050％ REM:0.005〜0.015％ の何れか一方を含有する事を特許請求の範囲第１乃至第
５の手段に加え、第６の手段とするものである。
上記した各成分の添加理由は次による。
C:前記複合組織を経て強度を確保するため下限を設け、
溶接性、延性の劣化を防ぎ、第２相分率の過大化を防止
するため上限を設けている。
溶接性、延性の劣化を防ぎ、第２相分率の過大化を防止
するため上限を設けている。
Si:フェライト粒の純化を行いオーステナイトへＣを濃
化させ炭化物生成を抑制して前記した複合組織を得るた
め添加しており、その効果の飽和による経済性から上限
を設定している。
化させ炭化物生成を抑制して前記した複合組織を得るた
め添加しており、その効果の飽和による経済性から上限
を設定している。
特に良好な表面性状が鋼板に要求される場合はSiの含有
量を不可避的に混入する量に止め、Siに期待している複
合組織の生成効果の不足分をCrの限定添加量の範囲でCr
に転化する。
量を不可避的に混入する量に止め、Siに期待している複
合組織の生成効果の不足分をCrの限定添加量の範囲でCr
に転化する。
Mn:焼き入れ性の確保の点から下限を設け、第２相分率
の過大化と溶接性、延性への悪影響の防止のため上限を
設定している。
の過大化と溶接性、延性への悪影響の防止のため上限を
設定している。
P:溶接性、加工性、靭性、２次加工性の劣化防止から上
限を設定している。
限を設定している。
S:穴広げ性の向上（介在物の低減）から上限を設定して
いる。
いる。
Cr:焼き入れ性を高め、前記した複合組織化を促進する
ため下限を設け、経済性、Ｃ濃化に必要なフェライト変
態量の確保から上限を設定している。但しSiを0.1％以
上含み、複合組織の生成を含んでその作用をSiに託せる
時はCrを添加しなくても良く、Crの無添加は経済的にも
有利である。
ため下限を設け、経済性、Ｃ濃化に必要なフェライト変
態量の確保から上限を設定している。但しSiを0.1％以
上含み、複合組織の生成を含んでその作用をSiに託せる
時はCrを添加しなくても良く、Crの無添加は経済的にも
有利である。
又複合組織の生成効果を円滑に高め且つ安定させるに
は、SiとCrの両者の複合添加を行う。
は、SiとCrの両者の複合添加を行う。
Ca、REM:介在物の球状化、穴広げ性の向上から添加量の
範囲を設定している。
範囲を設定している。
又この種の鋼材は連続鋳造方法を用いるので、溶鋼の脱
酸は必須で、この脱酸にはAlを使用しており、その添加
量は通常脱酸効果の確保のため下限を0.005％程度、脱
酸効果の飽和に基づく経済性から上限は0.05％程度で、
本発明でもAlは前記理由から不可避的に添加している。
酸は必須で、この脱酸にはAlを使用しており、その添加
量は通常脱酸効果の確保のため下限を0.005％程度、脱
酸効果の飽和に基づく経済性から上限は0.05％程度で、
本発明でもAlは前記理由から不可避的に添加している。
＜作用＞ 本発明者等は、上記課題の達成を目的として、種々の実
験・検討を繰り返した。
験・検討を繰り返した。
その結果耐久疲労性が低い鋼板は、表層に粗大フェライ
ト粒とその表層下部に混粒層が存在するか、フェライト
及び第２相の結晶粒径が大きく、第２相にベイナイトが
混在する事を見出した。該表層の状態を第６図に模式的
に示す。
ト粒とその表層下部に混粒層が存在するか、フェライト
及び第２相の結晶粒径が大きく、第２相にベイナイトが
混在する事を見出した。該表層の状態を第６図に模式的
に示す。
１は最表層粗大フェライト粒、２は混粒層、３は整粒
層、４は混粒深さを示す。
層、４は混粒深さを示す。
これに対し、耐久疲労性が高い鋼板（本発明の課題を解
消する鋼板）は、最表層粗大フェライト粒１と混粒層２
が存在せず、整粒層３の粒径が細かく、第２相中にベイ
ナイトを実質的に含有しない（ベイナイト占積率＜５
％）鋼板であった。
消する鋼板）は、最表層粗大フェライト粒１と混粒層２
が存在せず、整粒層３の粒径が細かく、第２相中にベイ
ナイトを実質的に含有しない（ベイナイト占積率＜５
％）鋼板であった。
そこで本発明者等は耐久疲労性が高い鋼板を開発するた
め、第１表に示すＡ鋼を供試鋼として実験・検討を重
ね、第１図乃至第４図の関係を得ると共に、第１表に示
すＡ〜Ｉ鋼を供試鋼として第５図の関係を得た。
め、第１表に示すＡ鋼を供試鋼として実験・検討を重
ね、第１図乃至第４図の関係を得ると共に、第１表に示
すＡ〜Ｉ鋼を供試鋼として第５図の関係を得た。
第１図は縦軸に最表層粗大フェライト粒の有無と混粒層
の深さを採り、横軸に圧延終了温度を採って両者の関係
を見たものである。
の深さを採り、横軸に圧延終了温度を採って両者の関係
を見たものである。
図から圧延終了温度の低下により、表層に粗大フェライ
ト粒、混粒が発生する事が判明した。
ト粒、混粒が発生する事が判明した。
第２図は、縦軸に鋼板の1/4厚部におけるフェライト粒
の平均円相当径（平均粒径）dF（μｍ）と第２相粒の平
均円相当径（平均粒径）d2（μｍ）と20μｍ以上の第２
相粒の有無を、横軸に圧延終了温度を採って各々の関係
を見たものである。
の平均円相当径（平均粒径）dF（μｍ）と第２相粒の平
均円相当径（平均粒径）d2（μｍ）と20μｍ以上の第２
相粒の有無を、横軸に圧延終了温度を採って各々の関係
を見たものである。
図から圧延終了温度の上昇によりフェライト粒径、第２
相粒径が粗大化し、900℃を超えると第２相にベイナイ
トが混入し、20μｍを超える粗大な第２相が出現する事
を知見した。
相粒径が粗大化し、900℃を超えると第２相にベイナイ
トが混入し、20μｍを超える粗大な第２相が出現する事
を知見した。
第３図は縦軸に疲労限度比、横軸に圧延終了温度をとっ
て両者の関係を見たものである。
て両者の関係を見たものである。
図から圧延終了温度が820℃未満では表層粗大フェライ
ト粒と混粒のため、高い疲労限度比が得られず900℃超
では粒径が粗くなるため高い疲労限度比が得られない事
が判明した。
ト粒と混粒のため、高い疲労限度比が得られず900℃超
では粒径が粗くなるため高い疲労限度比が得られない事
が判明した。
又圧延終了温度が820〜900℃の範囲では、表層に粗大フ
ェライト粒と混粒がなく、且つ整粒層の粒径が細かく、
疲労限度比は優れた値を示す事を知得した。
ェライト粒と混粒がなく、且つ整粒層の粒径が細かく、
疲労限度比は優れた値を示す事を知得した。
第４図は鋼板の1/4厚部における第２層の占積率、疲労
限度比と巻取温度（冷却終了温度）の関係を見たもので
ある。
限度比と巻取温度（冷却終了温度）の関係を見たもので
ある。
図から巻取温度が200℃超では第２相中にベイナイトが
混入し、高い疲労限度比が得られない事が判明した。
混入し、高い疲労限度比が得られない事が判明した。
又圧延後の急速冷却速度が上記した下限を割るとフェラ
イト粒径及び第２相粒径が粗大化して目標の疲労限度比
が得られず、又空冷・保持時間が上記した下限を割る
か、空冷・保持温度域が上記した上限・下限を外れる
か、空冷・保持後の急速冷却速度が上記した下限を割る
と第２相にベイナイトが混入して目標の疲労限度比が得
られず、又空冷・保持時間が上記した上限を超えるフェ
ライト粒径及び第２相粒径が粗大化して目標の疲労限度
比が得られない事を知見した。
イト粒径及び第２相粒径が粗大化して目標の疲労限度比
が得られず、又空冷・保持時間が上記した下限を割る
か、空冷・保持温度域が上記した上限・下限を外れる
か、空冷・保持後の急速冷却速度が上記した下限を割る
と第２相にベイナイトが混入して目標の疲労限度比が得
られず、又空冷・保持時間が上記した上限を超えるフェ
ライト粒径及び第２相粒径が粗大化して目標の疲労限度
比が得られない事を知見した。
第５図は鋼板成分と加熱温度が疲労限度比と加工性の指
標であるTS×E1に及ぼす影響を示す。
標であるTS×E1に及ぼす影響を示す。
図からSi、Crは共に鋼板の複合組織化を促進する成分で
あり、疲労限度比を高めるが、その複合組織化作用は両
者の複合添加により更に高まり、疲労限度比一段と高め
る事が判明した。
あり、疲労限度比を高めるが、その複合組織化作用は両
者の複合添加により更に高まり、疲労限度比一段と高め
る事が判明した。
又この複合添加はTS×E1を高める作用を併せ持つ事も判
明した。
明した。
尚急速冷却速度の上限は作用上の制限はないので装置能
力に応じて設けて良い事が判明した。
力に応じて設けて良い事が判明した。
更に含有Siが0.1％以上の時は、鋼片の加熱温度が1170
℃を超えると、ファヤラィト（Fayalite）つまり（2FeO
・SiO2）の生成によるSiスケールにより表面性状の劣化
が避けられないので、より高い疲労限度比を必要とする
時は、加熱は鋼片温度が1170℃以下になる加熱温度を用
いるか、鋼片温度を1170℃以上とした後上記Siスケール
を溶削除去すると良い事が判明した。
℃を超えると、ファヤラィト（Fayalite）つまり（2FeO
・SiO2）の生成によるSiスケールにより表面性状の劣化
が避けられないので、より高い疲労限度比を必要とする
時は、加熱は鋼片温度が1170℃以下になる加熱温度を用
いるか、鋼片温度を1170℃以上とした後上記Siスケール
を溶削除去すると良い事が判明した。
本発明者等は以上の事実から、上記した成分・製造条件
のみが、本発明の課題を達成する鋼板を作り出す事を知
見したのである。
のみが、本発明の課題を達成する鋼板を作り出す事を知
見したのである。
＜実施例＞ （１）供試鋼の成分 （表１に示す） （２）圧延条件 （表２に示す） （３）冷却条件 （表２に示す） （４）耐久疲労性 （表２に示す） （５）表層・表面状況 （表２に示す） （注）Ａ鋼は上表の外REMを0.005％含む。
Ｂ鋼は上表の外Caを0.0036％含む。
Ｄ鋼は上表の外Caを0.0030％含む。
表２に、本発明の実施例を比較例と共に示す。比較例で
圧延終了温度が本発明の下限を割った鋼番１〜３は、表
層に粗大フェライト粒と混粒が発生し、又比較例で圧延
終了温度が本発明の上限を超えた鋼番９は、フェライト
粒径、第２相粒径が粗大化し、更に第２相にベイナイト
が混入し、20μｍを超える粗大な第２相が出現し、又比
較例で圧延後の冷却素度が本発明の下限に達しなかった
鋼番10、空冷・保持時間が本発明の上限を超えた鋼番12
は共にフェライト粒径及び第２相粒径が粗大化し、共に
疲労限度比は目標の0.52に達しなかった。
圧延終了温度が本発明の下限を割った鋼番１〜３は、表
層に粗大フェライト粒と混粒が発生し、又比較例で圧延
終了温度が本発明の上限を超えた鋼番９は、フェライト
粒径、第２相粒径が粗大化し、更に第２相にベイナイト
が混入し、20μｍを超える粗大な第２相が出現し、又比
較例で圧延後の冷却素度が本発明の下限に達しなかった
鋼番10、空冷・保持時間が本発明の上限を超えた鋼番12
は共にフェライト粒径及び第２相粒径が粗大化し、共に
疲労限度比は目標の0.52に達しなかった。
又比較例で空冷・保持時間が本発明の下限を割った鋼番
11、空冷・保持温度域が本発明の上限・下限を外れ、フ
ェライトの生成不足のためベイナイトの生成量が多くな
り、又その粒径も大きくなった鋼番14、15、又比較例で
空冷・保持後の急速冷却の冷却速度が本発明の下限を割
った鋼番13、巻取温度（冷却終了温度）が本発明の上限
を超えた鋼番16〜19は第２相にベイナイトが混入し共に
疲労限度比は目標の0.52に達しなかった。
11、空冷・保持温度域が本発明の上限・下限を外れ、フ
ェライトの生成不足のためベイナイトの生成量が多くな
り、又その粒径も大きくなった鋼番14、15、又比較例で
空冷・保持後の急速冷却の冷却速度が本発明の下限を割
った鋼番13、巻取温度（冷却終了温度）が本発明の上限
を超えた鋼番16〜19は第２相にベイナイトが混入し共に
疲労限度比は目標の0.52に達しなかった。
これ等に較べ、鋼番４〜８、20〜32の本発明例は、表相
粗大フェライト粒及び表相混粒がなく、フェライト粒
径、第２相粒径、表面スケール性状は良好な領域にあ
り、ベイナイトの第２相混入及び第２相粒の粗大化が見
られず、疲労限度比は目標の0.52以上を示した。
粗大フェライト粒及び表相混粒がなく、フェライト粒
径、第２相粒径、表面スケール性状は良好な領域にあ
り、ベイナイトの第２相混入及び第２相粒の粗大化が見
られず、疲労限度比は目標の0.52以上を示した。
又鋼番29〜31の本発明例はSiが0.10％を超え、加熱温度
が1170℃を超え、鋼材の表面溶削を行わなかったもので
ある。本例は表面スケール性状は求められているレベル
を示す「良好」であり、耐久疲労性は目標の0.52を超え
た。
が1170℃を超え、鋼材の表面溶削を行わなかったもので
ある。本例は表面スケール性状は求められているレベル
を示す「良好」であり、耐久疲労性は目標の0.52を超え
た。
＜発明の効果＞ 本発明は、特にSiとCrの添加条件とSiとCrの相互関係を
限定した加工用熱延高強度鋼を820℃〜900℃の温度範囲
で圧延後、所定の急冷、続いて空冷又は保持後に再び急
冷をする３段階冷却を行う事により、当業分野に要望さ
れている疲労限度比が0.52以上の優れた耐久疲労性を備
えた加工用熱延高強度鋼板を製造する方法を確立したも
のであって、得られる疲労限度比は安定し、その鋼材の
生産性は高く経済性に優れているので、本鋼板の製造
者、使用者共に得られる効果は大きい。
限定した加工用熱延高強度鋼を820℃〜900℃の温度範囲
で圧延後、所定の急冷、続いて空冷又は保持後に再び急
冷をする３段階冷却を行う事により、当業分野に要望さ
れている疲労限度比が0.52以上の優れた耐久疲労性を備
えた加工用熱延高強度鋼板を製造する方法を確立したも
のであって、得られる疲労限度比は安定し、その鋼材の
生産性は高く経済性に優れているので、本鋼板の製造
者、使用者共に得られる効果は大きい。
第１図は最表層粗大フェライト粒の有無と混粒層の深さ
と圧延終了温度の関係を示す図、第２図はフェライトの
平均粒径と第２相の平均粒径及び20μｍ以上の粒の出現
の有無と圧延終了温度の関係を示す図、第３図は疲労限
度比と圧延終了温度の関係を示す図、第４図は第２相占
積率と疲労限度比及び巻き取り温度の関係を示す図、第
５図は鋼板成分と加熱温度が疲労限度比とTS×E1に及ぼ
す関係を示す図、第６図は耐久疲労性が低い従来の鋼板
の表層の状態を模式的に示す図である。
と圧延終了温度の関係を示す図、第２図はフェライトの
平均粒径と第２相の平均粒径及び20μｍ以上の粒の出現
の有無と圧延終了温度の関係を示す図、第３図は疲労限
度比と圧延終了温度の関係を示す図、第４図は第２相占
積率と疲労限度比及び巻き取り温度の関係を示す図、第
５図は鋼板成分と加熱温度が疲労限度比とTS×E1に及ぼ
す関係を示す図、第６図は耐久疲労性が低い従来の鋼板
の表層の状態を模式的に示す図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 阿部 博 大分県大分市大字西ノ洲１番地 新日本製 鐵株式会社大分製鐵所内 (72)発明者 水井 正也 神奈川県相模原市淵野辺５―10―１ 新日 本製鐵株式会社第２技術研究所内
Claims (6)
- 【請求項１】重量％で、 C:0.05〜0.15％ P:≦0.020％ Si:0.1〜1.5％ S:≦0.010％ Mn:0.5〜2.0％ とA1、不可避的成分及び残部Feからなる鋼を820℃〜900
℃の範囲で圧延後、30℃/sec以上の冷却速度で760℃〜6
00℃の温度域迄冷却し、この温度域で３秒〜15秒の間空
冷又は保持した後、この温度域から200℃以下の温度域
迄30℃/sec以上の冷却速度で冷却する事を特徴とする耐
久疲労性に優れた加工用熱延高強度鋼板の製造方法。 - 【請求項２】重量％で、 C:0.05〜0.15％ P:≦0.020％ Si:0.1〜1.5％ S:≦0.010％ Mn:0.5〜2.0％ とA1、不可避的成分及び残部Feからなる鋼を1170℃以下
に加熱し、820℃〜900℃の範囲で圧延後、30℃/sec以上
の冷却速度で760℃〜600℃の温度域迄冷却し、この温度
域で３秒〜15秒の間空冷又は保持した後、この温度域か
ら200℃以下の温度域迄30℃/sec以上の冷却速度で冷却
する事を特徴とする耐久疲労性に優れた加工用熱延高強
度鋼板の製造方法。 - 【請求項３】重量％で、 C:0.05〜0.15％ S:≦0.010％ Mn:0.5〜2.0％ Cr:0.01〜0.30％ P:≦0.020％ とA1、不可避的成分及び残部Feからなる鋼を820℃〜900
℃の範囲で圧延後、30℃/sec以上の冷却速度で760℃〜6
00℃の温度域迄冷却し、この温度域で３秒〜15秒の間空
冷又は保持した後、この温度域から200℃以下の温度域
迄30℃/sec以上の冷却速度で冷却する事を特徴とする耐
久疲労性に優れた加工用熱延高強度鋼板の製造方法。 - 【請求項４】重量％で、 C:0.05〜0.15％ P:≦0.020％ Si:0.1〜1.5％ S:≦0.010％ Mn:0.5〜2.0％ Cr:0.01〜0.30％ とA1、不可避的成分及び残部Feからなる鋼を820℃〜900
℃の範囲で圧延後、30℃/sec以上の冷却速度で760℃〜6
00℃の温度域迄冷却し、この温度域で３秒〜15秒の間空
冷又は保持した後、この温度域から200℃以下の温度域
迄30℃/sec以上の冷却速度で冷却する事を特徴とする耐
久疲労性に優れた加工用熱延高強度鋼板の製造方法。 - 【請求項５】重量％で、 C:0.05〜0.15％ P:≦0.020％ Si:0.1〜1.5％ S:≦0.010％ Mn:0.5〜2.0％ Cr:0.01〜0.30％ とA1、不可避的成分及び残部Feからなる鋼を1170℃以下
に加熱し、820℃〜900℃の範囲で圧延後、30℃/sec以上
の冷却速度で760℃〜600℃の温度域迄冷却し、この温度
域で３秒〜15秒の間空冷又は保持した後、この温度域か
ら200℃以下の温度域迄30℃/sec以上の冷却速度で冷却
する事を特徴とする耐久疲労性に優れた加工用熱延高強
度鋼板の製造方法。 - 【請求項６】請求項１乃至請求項５の何れか１項に記載
の鋼が重量％で、さらに Ca:0.0005〜0.0050％ REM:0.005〜0.015％ の中の何れかを含有する事を特徴とする耐久疲労性に優
れた加工用熱延高強度鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP26268389A JPH0774377B2 (ja) | 1989-10-07 | 1989-10-07 | 耐久疲労性に優れた加工用熱延高強度鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP26268389A JPH0774377B2 (ja) | 1989-10-07 | 1989-10-07 | 耐久疲労性に優れた加工用熱延高強度鋼板の製造方法 |
Related Child Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP08192602A Division JP3090421B2 (ja) | 1996-07-22 | 1996-07-22 | 耐久疲労性に優れた加工用熱延高強度鋼板 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH03126813A JPH03126813A (ja) | 1991-05-30 |
| JPH0774377B2 true JPH0774377B2 (ja) | 1995-08-09 |
Family
ID=17379142
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP26268389A Expired - Lifetime JPH0774377B2 (ja) | 1989-10-07 | 1989-10-07 | 耐久疲労性に優れた加工用熱延高強度鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0774377B2 (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP3267682B2 (ja) * | 1992-07-02 | 2002-03-18 | 新日本製鐵株式会社 | 成形性の優れた複合組織高強度薄鋼板 |
| JP4470701B2 (ja) * | 2004-01-29 | 2010-06-02 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 加工性および表面性状に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法 |
-
1989
- 1989-10-07 JP JP26268389A patent/JPH0774377B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH03126813A (ja) | 1991-05-30 |
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