JP3290019B2 - 疲労特性と伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法 - Google Patents
疲労特性と伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、疲労特性が優れ、強度
−伸びバランス及び伸びフランジ性に優れる高強度熱延
鋼板の製造方法に関し、特に、自動車の足まわり部材や
ホィールディスク等の素材として好適に用いることがで
きる。
−伸びバランス及び伸びフランジ性に優れる高強度熱延
鋼板の製造方法に関し、特に、自動車の足まわり部材や
ホィールディスク等の素材として好適に用いることがで
きる。
【０００２】
【従来の技術及び発明が解決しようとする課題】近年、
自動車の安全性向上及び燃費向上が検討されており、自
動車用鋼板の高強度薄肉化の試みが多くなされている。
これらの中でも、バネ下部材となるホィールや足まわり
部材の軽量化は、自動車の燃費向上に極めて有効な手段
であるので、ホィールや足まわり部材への高強度鋼板の
適用が検討されている。
自動車の安全性向上及び燃費向上が検討されており、自
動車用鋼板の高強度薄肉化の試みが多くなされている。
これらの中でも、バネ下部材となるホィールや足まわり
部材の軽量化は、自動車の燃費向上に極めて有効な手段
であるので、ホィールや足まわり部材への高強度鋼板の
適用が検討されている。
【０００３】かゝる高強度鋼板としては、フェライト・
マルテンサイト複合組織鋼板、所謂デュアル・フェイズ
鋼板(ＤＰ鋼板)が既に知られている。この鋼板は、降伏
比が低く、強度に比べ伸びが大きく、成形性及び形状凍
結性に優れており、また、疲労特性も良好である。しか
しながら、この高強度ＤＰ鋼板は伸びフランジ性の面で
劣っており、そのためにホィールディスク等への適用に
際して、ディスク成形時の穴拡げ部からの割れの発生
や、疲労試験時又は走行試験中の穴拡げ部からの割れの
発生の問題を有し、これらの問題は未だ解決されていな
い。
マルテンサイト複合組織鋼板、所謂デュアル・フェイズ
鋼板(ＤＰ鋼板)が既に知られている。この鋼板は、降伏
比が低く、強度に比べ伸びが大きく、成形性及び形状凍
結性に優れており、また、疲労特性も良好である。しか
しながら、この高強度ＤＰ鋼板は伸びフランジ性の面で
劣っており、そのためにホィールディスク等への適用に
際して、ディスク成形時の穴拡げ部からの割れの発生
や、疲労試験時又は走行試験中の穴拡げ部からの割れの
発生の問題を有し、これらの問題は未だ解決されていな
い。
【０００４】最近では、ＤＰ鋼板の欠点である伸びフラ
ンジ性を向上させるために、フェライト・ベーナイト・
マルテンサイトの３相の組織を最適合に調整した鋼板、
所謂トライフェイズ鋼板(特開昭５７−７０２５７号公
報、特開昭５７−１４５９６５号公報)が提案されてい
る。これらは、強度−伸びバランス及び伸びフランジ性
に優れているが、疲労特性の要求の厳しい足まわり部材
やホィールに要求されている疲労強度の向上の点で満足
し得るものではない。
ンジ性を向上させるために、フェライト・ベーナイト・
マルテンサイトの３相の組織を最適合に調整した鋼板、
所謂トライフェイズ鋼板(特開昭５７−７０２５７号公
報、特開昭５７−１４５９６５号公報)が提案されてい
る。これらは、強度−伸びバランス及び伸びフランジ性
に優れているが、疲労特性の要求の厳しい足まわり部材
やホィールに要求されている疲労強度の向上の点で満足
し得るものではない。
【０００５】本発明は、かゝる事情のもとで、トライフ
ェイズ鋼板の欠点を解消して、強度−伸びバランス及び
伸びフランジ性を損なうことなく、疲労強度を向上した
高強度熱延鋼板の製造方法を提供することを目的として
いる。
ェイズ鋼板の欠点を解消して、強度−伸びバランス及び
伸びフランジ性を損なうことなく、疲労強度を向上した
高強度熱延鋼板の製造方法を提供することを目的として
いる。
【０００６】
【課題を解決するための手段】そこで、本発明者らは、
前記課題を解決するために鋭意研究した結果、トライフ
ェイズ鋼板であっても、殊にベーナイト面積率とマルテ
ンサイト面積率の分率を制御することによって、強度−
伸びバランス及び伸びフランジ性をさほど損なうことな
く、疲労強度を向上できることを見い出し、ここに本発
明に至ったものである。
前記課題を解決するために鋭意研究した結果、トライフ
ェイズ鋼板であっても、殊にベーナイト面積率とマルテ
ンサイト面積率の分率を制御することによって、強度−
伸びバランス及び伸びフランジ性をさほど損なうことな
く、疲労強度を向上できることを見い出し、ここに本発
明に至ったものである。
【０００７】すなわち、本発明は、Ｃ：０.０５〜０.２
０％、Ｓi：０.２０〜２.０％、Ｍn：０.６０〜２.５
％、Ｓ：０.００５％以下、Ｐ：０.１％以下、Ａl：０.
１％以下、Ｃa：０.００５％以下を含有し、必要に応じ
て、更にＣu：０.１〜２.０％、Ｖ：０.０１〜０.５０
％、Ｔi：０.０１〜０.３０％、Ｎb：０.０１〜０.３０
％よりなる群の１種或いは２種以上、及び／又は、Ｎ
i：０.１〜２.０％、Ｃr：０.０５〜２.０％、Ｍo：０.
０５〜１.０％、Ｂ：０.０００５〜０.０１％よりなる
群の１種或いは２種以上を含有し、残部がＦe及び不可
避的不純物元素からなる鋼を熱間圧延するに際して、仕
上温度をＡr3＋５０℃〜Ａr3−２０℃で圧延し、次に３
段階の冷却を行うに際して、１次冷却は冷却速度を１５
℃／秒以上で行い、続いて２次冷却は６００℃以上７５
０℃以下の温度範囲内で冷却速度を１５℃／秒未満で３
秒以上１５秒以下の徐冷を行い、続いて３次冷却は冷却
速度を１５℃／秒以上で行った後、Ｍs点以上５００℃
以下で巻取ることによって、その組織がポリゴナルフェ
ライト、ベーナイト及びマルテンサイトの３相からな
り、ベーナイト面積率(ＶfＢ)１〜１５％、マルテンサ
イト面積率(ＶfＭ)２〜３０％で、かつ、ＶfＭ／ＶfＢ
が２以上２０以下を得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高強度熱延鋼板の製造方法を要旨
としている。
０％、Ｓi：０.２０〜２.０％、Ｍn：０.６０〜２.５
％、Ｓ：０.００５％以下、Ｐ：０.１％以下、Ａl：０.
１％以下、Ｃa：０.００５％以下を含有し、必要に応じ
て、更にＣu：０.１〜２.０％、Ｖ：０.０１〜０.５０
％、Ｔi：０.０１〜０.３０％、Ｎb：０.０１〜０.３０
％よりなる群の１種或いは２種以上、及び／又は、Ｎ
i：０.１〜２.０％、Ｃr：０.０５〜２.０％、Ｍo：０.
０５〜１.０％、Ｂ：０.０００５〜０.０１％よりなる
群の１種或いは２種以上を含有し、残部がＦe及び不可
避的不純物元素からなる鋼を熱間圧延するに際して、仕
上温度をＡr3＋５０℃〜Ａr3−２０℃で圧延し、次に３
段階の冷却を行うに際して、１次冷却は冷却速度を１５
℃／秒以上で行い、続いて２次冷却は６００℃以上７５
０℃以下の温度範囲内で冷却速度を１５℃／秒未満で３
秒以上１５秒以下の徐冷を行い、続いて３次冷却は冷却
速度を１５℃／秒以上で行った後、Ｍs点以上５００℃
以下で巻取ることによって、その組織がポリゴナルフェ
ライト、ベーナイト及びマルテンサイトの３相からな
り、ベーナイト面積率(ＶfＢ)１〜１５％、マルテンサ
イト面積率(ＶfＭ)２〜３０％で、かつ、ＶfＭ／ＶfＢ
が２以上２０以下を得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高強度熱延鋼板の製造方法を要旨
としている。
【０００８】
【作用】以下に本発明を更に詳細に説明する。
【０００９】本発明においては、熱延鋼板の組織をポリ
ゴナルフェライト、ベーナイト及びマルテンサイトの３
相にし、かつＶfＭ／ＶfＢを制御することが本質的に重
要である。
ゴナルフェライト、ベーナイト及びマルテンサイトの３
相にし、かつＶfＭ／ＶfＢを制御することが本質的に重
要である。
【００１０】すなわち、実施例で実証されているが、図
１に示すように、強度−伸びフランジバランスはベーナ
イト鋼板が最も良好で、次いでトライフェイズ鋼板、Ｄ
Ｐ鋼板の順である。本発明で得られる鋼板は、ポリゴナ
ルフェライト、ベーナイト及びマルテンサイトの３相か
らなるトライフェイズ鋼板であるので、従来のトライフ
ェイズ鋼板とほぼ同等の強度−伸びフランジバランスを
示している。
１に示すように、強度−伸びフランジバランスはベーナ
イト鋼板が最も良好で、次いでトライフェイズ鋼板、Ｄ
Ｐ鋼板の順である。本発明で得られる鋼板は、ポリゴナ
ルフェライト、ベーナイト及びマルテンサイトの３相か
らなるトライフェイズ鋼板であるので、従来のトライフ
ェイズ鋼板とほぼ同等の強度−伸びフランジバランスを
示している。
【００１１】また、図２に示すように、強度−疲労強度
比はＤＰ鋼板が最も良好で、次いでトライフェイズ鋼
板、ベーナイト鋼板の順である。本発明で得られる鋼板
は、ベーナイト及びマルテンサイトの面積率及びＶfＭ
／ＶfＢを制御することにより、ＤＰ鋼板と同等の強度
−疲労強度比が得られている。
比はＤＰ鋼板が最も良好で、次いでトライフェイズ鋼
板、ベーナイト鋼板の順である。本発明で得られる鋼板
は、ベーナイト及びマルテンサイトの面積率及びＶfＭ
／ＶfＢを制御することにより、ＤＰ鋼板と同等の強度
−疲労強度比が得られている。
【００１２】したがって、本発明により得られる鋼板
は、トライフェイズ鋼板なみの優れた加工性を有し、か
つ、ＤＰ鋼板と同等の疲労強度を有し、すべてに優れて
いる。
は、トライフェイズ鋼板なみの優れた加工性を有し、か
つ、ＤＰ鋼板と同等の疲労強度を有し、すべてに優れて
いる。
【００１３】そのためには、上記したようにポリゴナル
フェライト、ベーナイト及びマルテンサイトの３相から
なる組織とするが、特に、そのベーナイト面積率が１〜
１５％の範囲にあることが必要である。ベーナイト面積
率が１５％を超えるときは、前記したマルテンサイトを
導入しても強度−疲労強度比が低下する。また、１％未
満では、ＤＰ鋼板なみの伸びフランジ性しか得ることが
できず、厳しい穴拡げ加工などに対しての加工性が不十
分となる。特に好ましいベーナイト面積率は１.５〜５
％の範囲である。
フェライト、ベーナイト及びマルテンサイトの３相から
なる組織とするが、特に、そのベーナイト面積率が１〜
１５％の範囲にあることが必要である。ベーナイト面積
率が１５％を超えるときは、前記したマルテンサイトを
導入しても強度−疲労強度比が低下する。また、１％未
満では、ＤＰ鋼板なみの伸びフランジ性しか得ることが
できず、厳しい穴拡げ加工などに対しての加工性が不十
分となる。特に好ましいベーナイト面積率は１.５〜５
％の範囲である。
【００１４】更に、マルテンサイト面積率は２〜３０％
の範囲にあることが必要である。マルテンサイト面積率
が３０％を超えるときは、伸びフランジ性が低下し、厳
しい穴拡げ加工などに対しての加工性が不十分となる。
また、２％未満では、強度−疲労強度比が低くなる。特
に好ましいマルテンサイト面積率は５〜２０％の範囲で
ある。なお、ベーナイト及びマルテンサイトの平均粒径
を１０μｍ以下にすることで、より良好な強度−疲労強
度比及び伸びフランジ性を得ることができる。
の範囲にあることが必要である。マルテンサイト面積率
が３０％を超えるときは、伸びフランジ性が低下し、厳
しい穴拡げ加工などに対しての加工性が不十分となる。
また、２％未満では、強度−疲労強度比が低くなる。特
に好ましいマルテンサイト面積率は５〜２０％の範囲で
ある。なお、ベーナイト及びマルテンサイトの平均粒径
を１０μｍ以下にすることで、より良好な強度−疲労強
度比及び伸びフランジ性を得ることができる。
【００１５】なお、本発明において規定するマルテンサ
イトには、一部、残留オーステナイトを包含するものと
する。
イトには、一部、残留オーステナイトを包含するものと
する。
【００１６】上記のような鋼板組織の調整は、以下に説
明する鋼板の化学成分を考慮したうえで、鋼板の熱間圧
延及び圧延後の冷却条件を調整することによって得るこ
とができる。
明する鋼板の化学成分を考慮したうえで、鋼板の熱間圧
延及び圧延後の冷却条件を調整することによって得るこ
とができる。
【００１７】次に、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。
理由について説明する。
【００１８】Ｃ： Ｃは鋼の強化に効果を有し、特にベーナイト及びマルテ
ンサイト等の低温変態生成物を形成するために必要な元
素であり、このためには少なくとも０.０５％を添加す
る必要がある。しかし、過多に添加すると延性の劣化が
著しく、溶接性も低下するので、その上限を０.２０％
とする。
ンサイト等の低温変態生成物を形成するために必要な元
素であり、このためには少なくとも０.０５％を添加す
る必要がある。しかし、過多に添加すると延性の劣化が
著しく、溶接性も低下するので、その上限を０.２０％
とする。
【００１９】Ｓi： Ｓiは溶鋼の脱酸元素としての役割を有するほか、置換
型固溶強化元素としても有効な元素であり、高延性を与
える働きをする。また、本発明のような複合組織鋼板に
おいては、熱延後のγ−α変態においてαへの変態を促
進すると共にα中の固溶炭素をγ中へ排出する作用があ
り、その結果、α相の清浄性を高め、しかもγ中への炭
素の濃縮によりγの安定化を図り、硬質相の生成が容易
になるため、機械的性質が向上する。このためには、少
なくとも０.２０％の添加を必要とする。しかし、過多
に添加すると溶接部の脆化を招くだけでなく、酸化スケ
ールの生成により表面性状が悪化するので、２.００％
を上限とする。
型固溶強化元素としても有効な元素であり、高延性を与
える働きをする。また、本発明のような複合組織鋼板に
おいては、熱延後のγ−α変態においてαへの変態を促
進すると共にα中の固溶炭素をγ中へ排出する作用があ
り、その結果、α相の清浄性を高め、しかもγ中への炭
素の濃縮によりγの安定化を図り、硬質相の生成が容易
になるため、機械的性質が向上する。このためには、少
なくとも０.２０％の添加を必要とする。しかし、過多
に添加すると溶接部の脆化を招くだけでなく、酸化スケ
ールの生成により表面性状が悪化するので、２.００％
を上限とする。
【００２０】Ｍn： Ｍnは焼入れ性を向上させ、所望の組織を得るために必
要な元素である。この効果を有効に発揮させるには少な
くとも０.６０％を添加する必要があるが、過多に添加
すると、延性を低下させるだけでなく溶接性を害するの
で、その上限を２.５％とする。
要な元素である。この効果を有効に発揮させるには少な
くとも０.６０％を添加する必要があるが、過多に添加
すると、延性を低下させるだけでなく溶接性を害するの
で、その上限を２.５％とする。
【００２１】Ｓ： Ｓは通常０.００８％程度は含まれているが、成形性、
特に、伸びフランジ性の改善のために、本発明において
は、特に０.００５％以下の範囲に規制する。
特に、伸びフランジ性の改善のために、本発明において
は、特に０.００５％以下の範囲に規制する。
【００２２】Ｐ： Ｐは置換型固溶強化元素として有効な元素であり、高延
性を与える効果があるが、過多に添加すると粒界に偏析
し、脆化を招くので、０.１％以下とする。
性を与える効果があるが、過多に添加すると粒界に偏析
し、脆化を招くので、０.１％以下とする。
【００２３】Ａl： Ａlは脱酸剤として添加するが、過多に添加してもその
効果が飽和するだけでなく、コストアップを招くので、
０.１％以下とする。
効果が飽和するだけでなく、コストアップを招くので、
０.１％以下とする。
【００２４】Ｃa： Ｃaは硫化物形態制御を通じて延性、特に伸びフランジ
性を改善する効果がある。しかし、過多に添加してもそ
の効果が飽和するだけでなく、逆に鋼の清浄度を低下さ
せるので、０.００５％以下とする。
性を改善する効果がある。しかし、過多に添加してもそ
の効果が飽和するだけでなく、逆に鋼の清浄度を低下さ
せるので、０.００５％以下とする。
【００２５】本発明では、必要に応じて、Ｃu、Ｖ、Ｔ
i、Ｎbよりなる群の１種或いは２種以上、及び／又は、
Ｎi、Ｃr、Ｍo、Ｂよりなる群の１種或いは２種以上を
適量にて含有せしめることができる。
i、Ｎbよりなる群の１種或いは２種以上、及び／又は、
Ｎi、Ｃr、Ｍo、Ｂよりなる群の１種或いは２種以上を
適量にて含有せしめることができる。
【００２６】Ｃu： Ｃuは固溶強化及び析出強化に有効な元素であり、伸び
フランジ性を損なうことなく鋼板を強化する働きがあ
る。また、疲労強度を向上させる効果もある。これらの
効果を発揮するためには少なくとも０.１％を添加する
必要がある。しかし、過多に添加するとその効果が飽和
するだけでなく、コストアップを招くので、２.０％を
上限とする。
フランジ性を損なうことなく鋼板を強化する働きがあ
る。また、疲労強度を向上させる効果もある。これらの
効果を発揮するためには少なくとも０.１％を添加する
必要がある。しかし、過多に添加するとその効果が飽和
するだけでなく、コストアップを招くので、２.０％を
上限とする。
【００２７】Ｖ、Ｔi及びＮb： Ｖ、Ｔi及びＮbは析出強化元素であり、強度上昇に有効
であるのみならず、Ｍn等と共存して低温変態生成物を
得やすくする効果がある。これらの効果を発揮するため
には、Ｖ：０.０１〜０.５０％、Ｔi：０.０１〜０.３
０％、Ｎb：０.０１〜０.３０％の範囲で添加する必要
がある。
であるのみならず、Ｍn等と共存して低温変態生成物を
得やすくする効果がある。これらの効果を発揮するため
には、Ｖ：０.０１〜０.５０％、Ｔi：０.０１〜０.３
０％、Ｎb：０.０１〜０.３０％の範囲で添加する必要
がある。
【００２８】Ｎi： Ｎiは溶接性を阻害せずに焼入れ性及び靭性を向上する
効果があり、この効果を発揮するには少なくとも０.１
％を添加する必要がある。しかし、過多に添加するとコ
ストアップを招くので、２.０％を上限とする。
効果があり、この効果を発揮するには少なくとも０.１
％を添加する必要がある。しかし、過多に添加するとコ
ストアップを招くので、２.０％を上限とする。
【００２９】Ｃr： Ｃrは焼入れ性を向上させて所望の組織を有利に与える
元素である。この効果を発揮するためには少なくとも
０.０５％を添加する必要がある。しかし、過多に添加
しても効果が飽和し、また、コストアップになるので、
その上限を２.０％とする。
元素である。この効果を発揮するためには少なくとも
０.０５％を添加する必要がある。しかし、過多に添加
しても効果が飽和し、また、コストアップになるので、
その上限を２.０％とする。
【００３０】Ｍo： Ｍoは焼入れ性を向上させて所望の組織を有利に与える
元素である。この効果を発揮するためには少なくとも
０.０５％を添加する必要がある。しかし、過多に添加
しても効果が飽和し、また、コストアップになるので、
その上限を１.０％とする。
元素である。この効果を発揮するためには少なくとも
０.０５％を添加する必要がある。しかし、過多に添加
しても効果が飽和し、また、コストアップになるので、
その上限を１.０％とする。
【００３１】Ｂ： Ｂは焼入れ性を向上させるのに有効な元素である。この
効果を発揮するためには少なくとも０.０００５％を添
加する必要がある。しかし、過多に添加するとその効果
が飽和するだけでなく、延性が低下するので、その上限
を０.０１％とする。
効果を発揮するためには少なくとも０.０００５％を添
加する必要がある。しかし、過多に添加するとその効果
が飽和するだけでなく、延性が低下するので、その上限
を０.０１％とする。
【００３２】本発明では、上記化学成分を有する熱延鋼
板の組織をポリゴナルフェライト、ベーナイト及びマル
テンサイトの３相にし、かつ、ベーナイト面積率及びマ
ルテンサイト面積率と両者の比率を制御するために、熱
間圧延及び圧延後の冷却条件を以下のように規制する。
板の組織をポリゴナルフェライト、ベーナイト及びマル
テンサイトの３相にし、かつ、ベーナイト面積率及びマ
ルテンサイト面積率と両者の比率を制御するために、熱
間圧延及び圧延後の冷却条件を以下のように規制する。
【００３３】すなわち、上記鋼は常法により溶製、鋳造
し、熱間圧延を行うが、熱間圧延における仕上温度は、
熱延鋼板の全伸び、伸びフランジ性及び疲労特性に重要
な影響を与える条件である。仕上温度をＡr3＋５０℃〜
Ａr3−２０℃の範囲に規定するのは、Ａr3変態における
フェライトの生成核を増大するためであり、延性に必要
なフェライトを短時間にかつ微細に生成させるためであ
る。仕上温度がＡr3＋５０℃を超えると、圧延後の冷却
過程で十分なフェライトと微細なベーナイト及びマルテ
ンサイトを得るのが困難である。また仕上温度がＡr3−
２０℃より低いと、仕上圧延時にフェライトに歪みが多
量に入り面内方向性及び延性を阻害し、加工性が劣化す
る。
し、熱間圧延を行うが、熱間圧延における仕上温度は、
熱延鋼板の全伸び、伸びフランジ性及び疲労特性に重要
な影響を与える条件である。仕上温度をＡr3＋５０℃〜
Ａr3−２０℃の範囲に規定するのは、Ａr3変態における
フェライトの生成核を増大するためであり、延性に必要
なフェライトを短時間にかつ微細に生成させるためであ
る。仕上温度がＡr3＋５０℃を超えると、圧延後の冷却
過程で十分なフェライトと微細なベーナイト及びマルテ
ンサイトを得るのが困難である。また仕上温度がＡr3−
２０℃より低いと、仕上圧延時にフェライトに歪みが多
量に入り面内方向性及び延性を阻害し、加工性が劣化す
る。
【００３４】本発明では仕上圧延後の冷却過程が重要で
あり、３段階の冷却を行う。まず１次冷却は、２次冷却
の温度域まで冷却速度１５℃／s以上で急冷する必要が
ある。これは組織を微細化し、かつベーナイト及びマル
テンサイトを得るためであり、冷却速度が１５℃／s未
満ではパーライトが生成すると共に目的のベーナイト及
びマルテンサイトを得るのが困難となり、十分な加工性
及び疲労特性が得られない。
あり、３段階の冷却を行う。まず１次冷却は、２次冷却
の温度域まで冷却速度１５℃／s以上で急冷する必要が
ある。これは組織を微細化し、かつベーナイト及びマル
テンサイトを得るためであり、冷却速度が１５℃／s未
満ではパーライトが生成すると共に目的のベーナイト及
びマルテンサイトを得るのが困難となり、十分な加工性
及び疲労特性が得られない。
【００３５】次に、２次冷却は、７５０℃以下６００℃
以上の温度範囲内で冷却速度１５℃未満でかつ３秒以上
１５秒以下の徐冷をする必要がある。これは、この間の
徐冷で十分なフェライトと適量かつ微細なベーナイトを
生成するためであり、３秒未満では十分なフェライトを
得ることができず、加工性が劣化する。また１５秒を超
えるとベーナイトの面積率が増大し、目的とするマルテ
ンサイトとの比率を確保することが困難となり、良好な
疲労特性が得られなくなる。また、徐冷開始温度が７５
０℃を超えるとフェライト、ベーナイト及びマルテンサ
イトが粗大になり、また、延性に必要なフェライトを十
分に得るのが困難である。一方、徐冷温度が６００℃未
満のときはパーライト或いはベーナイトが多量に生成
し、目的とするマルテンサイトとの比率を確保するのが
困難となり、良好な疲労特性が得られなくなる。
以上の温度範囲内で冷却速度１５℃未満でかつ３秒以上
１５秒以下の徐冷をする必要がある。これは、この間の
徐冷で十分なフェライトと適量かつ微細なベーナイトを
生成するためであり、３秒未満では十分なフェライトを
得ることができず、加工性が劣化する。また１５秒を超
えるとベーナイトの面積率が増大し、目的とするマルテ
ンサイトとの比率を確保することが困難となり、良好な
疲労特性が得られなくなる。また、徐冷開始温度が７５
０℃を超えるとフェライト、ベーナイト及びマルテンサ
イトが粗大になり、また、延性に必要なフェライトを十
分に得るのが困難である。一方、徐冷温度が６００℃未
満のときはパーライト或いはベーナイトが多量に生成
し、目的とするマルテンサイトとの比率を確保するのが
困難となり、良好な疲労特性が得られなくなる。
【００３６】続く３次冷却は、５００℃以下の巻取温度
まで冷却速度１５℃／s以上で冷却する必要がある。こ
れは、巻取温度までの冷却過程でパーライト或いはベー
ナイトが多量に生成しないようにするためである。
まで冷却速度１５℃／s以上で冷却する必要がある。こ
れは、巻取温度までの冷却過程でパーライト或いはベー
ナイトが多量に生成しないようにするためである。
【００３７】巻取温度は、５００℃を超えるとパーライ
ト或いはベイナイトの生成量が多くなり、十分なマルテ
ンサイトが得られず、良好な疲労特性を得ることができ
ない。また、巻取温度がＭs点より低いと延性と伸びフ
ランジ性に重要な役割を果たす、低温で生成するベーナ
イトを得るのが困難である。したがって、巻取温度の範
囲はＭs点以上５００℃以下とする。
ト或いはベイナイトの生成量が多くなり、十分なマルテ
ンサイトが得られず、良好な疲労特性を得ることができ
ない。また、巻取温度がＭs点より低いと延性と伸びフ
ランジ性に重要な役割を果たす、低温で生成するベーナ
イトを得るのが困難である。したがって、巻取温度の範
囲はＭs点以上５００℃以下とする。
【００３８】以上の熱間圧延及び圧延後の冷却条件の規
制によって所定の鋼板組織が得られる。なお、圧延後の
冷却は通常はオンラインで行うが、場合によってはオフ
ラインの熱処理によっても行うことができる。
制によって所定の鋼板組織が得られる。なお、圧延後の
冷却は通常はオンラインで行うが、場合によってはオフ
ラインの熱処理によっても行うことができる。
【００３９】次に本発明の実施例を示す。
【００４０】
【実施例】表１に示す化学成分を有する鋼を真空溶製
し、粗圧延した３０mmの厚さのスラブを３〜４パスにて
厚さ３.５mmの熱延板とし、続けて表２に示す条件で冷
却して供試材を得た。供試材の機械的性質及び顕微鏡組
織観察結果を表２に示す。図１及び図２は特性と組織を
整理したものである。
し、粗圧延した３０mmの厚さのスラブを３〜４パスにて
厚さ３.５mmの熱延板とし、続けて表２に示す条件で冷
却して供試材を得た。供試材の機械的性質及び顕微鏡組
織観察結果を表２に示す。図１及び図２は特性と組織を
整理したものである。
【００４１】なお、機械的性質に関しては、引張試験は
ＪＩＳ５号引張試験片を用いて試験し、伸びフランジ性
は、鋼板にポンチ打ち抜きで１０mmφの穴をあけ、先端
角６０°の円錐ポンチで試験した穴拡げ率(λ)で評価し
た。疲労強度は、両振り平面曲げ疲労試験で１０7サイ
クル以上で破断しなかった応力とした。
ＪＩＳ５号引張試験片を用いて試験し、伸びフランジ性
は、鋼板にポンチ打ち抜きで１０mmφの穴をあけ、先端
角６０°の円錐ポンチで試験した穴拡げ率(λ)で評価し
た。疲労強度は、両振り平面曲げ疲労試験で１０7サイ
クル以上で破断しなかった応力とした。
【００４２】表１の鋼Ｎo.１〜Ｎo.９は本発明範囲の化
学成分を有する鋼であり、鋼Ｎo.１０〜Ｎo.１２は比較
鋼である。表２においてＮo.１、Ｎo.５〜Ｎo.７、Ｎo.
１２〜Ｎo.１８は本発明例で、他のものは比較例であ
る。
学成分を有する鋼であり、鋼Ｎo.１０〜Ｎo.１２は比較
鋼である。表２においてＮo.１、Ｎo.５〜Ｎo.７、Ｎo.
１２〜Ｎo.１８は本発明例で、他のものは比較例であ
る。
【００４３】表２において、本発明例の試験Ｎo.１、Ｎ
o.５〜Ｎo.７、Ｎo.１２〜Ｎo.１８は、５９０Ｎ／mm2
以上の高強度でσｗ／ＴＳが０.５以上の優れた疲労特
性と良好な伸びフランジ性を示している。
o.５〜Ｎo.７、Ｎo.１２〜Ｎo.１８は、５９０Ｎ／mm2
以上の高強度でσｗ／ＴＳが０.５以上の優れた疲労特
性と良好な伸びフランジ性を示している。
【００４４】これに対し、比較例の試験Ｎo.２〜Ｎo.
４、Ｎo.８〜Ｎo.１０は、本発明範囲内の化学成分を有
する鋼であっても、熱延条件が本発明範囲外であるの
で、ベーナイトなどが多量に生成し、十分なマルテンサ
イトが得られず、ＶfＭ／ＶfＢが２未満となり、σＷ／
ＴＳは０.５未満と、優れた疲労特性が得られていな
い。また、ＶfＭ／ＶfＢが２０を超える比較例Ｎo.１１
はλが低く、良好な伸びフランジ性を得ることができな
い。比較例Ｎo.１９〜Ｎo.２０は化学成分が本発明範囲
外であり、本発明の組織が得られておらず、疲労特性が
劣っている。また比較例Ｎo.２１のように、本発明範囲
内の組織が得られていてもＳ量が多く、本発明範囲外の
化学成分では良好な伸びフランジ性を得ることができな
い。
４、Ｎo.８〜Ｎo.１０は、本発明範囲内の化学成分を有
する鋼であっても、熱延条件が本発明範囲外であるの
で、ベーナイトなどが多量に生成し、十分なマルテンサ
イトが得られず、ＶfＭ／ＶfＢが２未満となり、σＷ／
ＴＳは０.５未満と、優れた疲労特性が得られていな
い。また、ＶfＭ／ＶfＢが２０を超える比較例Ｎo.１１
はλが低く、良好な伸びフランジ性を得ることができな
い。比較例Ｎo.１９〜Ｎo.２０は化学成分が本発明範囲
外であり、本発明の組織が得られておらず、疲労特性が
劣っている。また比較例Ｎo.２１のように、本発明範囲
内の組織が得られていてもＳ量が多く、本発明範囲外の
化学成分では良好な伸びフランジ性を得ることができな
い。
【００４５】
【表１】
【００４６】
【表２】
【００４７】
【発明の効果】以上詳述したように、本発明によれば、
トライフェイズ鋼板であって、疲労特性が優れ、強度−
伸びバランス及び伸びフランジ性に優れる高強度熱延鋼
板を提供でき、特に、自動車の足まわり部材やホィ−ル
ディスク等の素材として好適である。
トライフェイズ鋼板であって、疲労特性が優れ、強度−
伸びバランス及び伸びフランジ性に優れる高強度熱延鋼
板を提供でき、特に、自動車の足まわり部材やホィ−ル
ディスク等の素材として好適である。
【図１】各種材料の強度と伸びフランジ性の関係を示す
図である。
図である。
【図２】各種材料の強度と疲労強度の関係を示す図であ
る。
る。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 平３−126813（ＪＰ，Ａ) 特開 昭57−126813（ＪＰ，Ａ) 特許2640065（ＪＰ，Ｂ２) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C21D 8/02 - 8/04 C21D 9/46 - 9/48 C22C 38/00 - 38/60
Claims (3)
- 【請求項１】 重量％で（以下同じ）、 Ｃ：０．０５〜０．２０％、 Ｓｉ：０．２０〜２．０％、 Ｍｎ：０．６０〜２．５％、 Ｓ：０．００５％以下、 Ｐ：０．１％以下、 Ａｌ：０．１％以下、Ｃａ：０.００５％以下 を含有し、残部がＦe及び不可避的不純物元素からなる
鋼を熱間圧延するに際して、仕上温度をＡr3＋５０℃〜
Ａr3−２０℃で圧延し、次に３段階の冷却を行うに際し
て、１次冷却は冷却速度を１５℃／秒以上で行い、続い
て２次冷却は６００℃以上７５０℃以下の温度範囲内で
冷却速度を１５℃／秒未満で３秒以上１５秒以下の徐冷
を行い、続いて３次冷却は冷却速度を１５℃／秒以上で
行った後、Ｍs点以上５００℃以下で巻取ることによっ
て、その組織がポリゴナルフェライト、ベーナイト及び
マルテンサイトの３相からなり、ベーナイト面積率(Ｖf
Ｂ)１〜１５％、マルテンサイト面積率(ＶfＭ)２〜３０
％で、かつ、ＶfＭ／ＶfＢが２以上２０以下を得ること
を特徴とする疲労特性と伸びフランジ性に優れた高強度
熱延鋼板の製造方法。 - 【請求項２】 前記鋼が、更にＣu：０.１〜２.０％、
Ｖ：０.０１〜０.５０％、Ｔi：０.０１〜０.３０％、
Ｎb：０.０１〜０.３０％よりなる群の１種或いは２種
以上を含有する請求項１に記載の方法。 - 【請求項３】 前記鋼が、更にＮi：０.１〜２.０％、
Ｃr：０.０５〜２.０％、Ｍo：０.０５〜１.０％、Ｂ：
０.０００５〜０.０１％よりなる群の１種或いは２種以
上を含有する請求項１または２に記載の方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP34151993A JP3290019B2 (ja) | 1993-12-10 | 1993-12-10 | 疲労特性と伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP34151993A JP3290019B2 (ja) | 1993-12-10 | 1993-12-10 | 疲労特性と伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07166236A JPH07166236A (ja) | 1995-06-27 |
| JP3290019B2 true JP3290019B2 (ja) | 2002-06-10 |
Family
ID=18346699
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP34151993A Expired - Fee Related JP3290019B2 (ja) | 1993-12-10 | 1993-12-10 | 疲労特性と伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3290019B2 (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP5200653B2 (ja) * | 2008-05-09 | 2013-06-05 | 新日鐵住金株式会社 | 熱間圧延鋼板およびその製造方法 |
| CN110318008B (zh) * | 2019-06-20 | 2022-01-14 | 江阴兴澄特种钢铁有限公司 | 一种大厚度抗层状撕裂屈服强度960MPa级高强钢板及其生产方法 |
Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2640065B2 (ja) | 1992-08-11 | 1997-08-13 | 株式会社神戸製鋼所 | 加工性の良好な７３０Ｎ／ｍｍ２以上の強度を有する高強度熱延鋼板とその製造方法 |
-
1993
- 1993-12-10 JP JP34151993A patent/JP3290019B2/ja not_active Expired - Fee Related
Patent Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2640065B2 (ja) | 1992-08-11 | 1997-08-13 | 株式会社神戸製鋼所 | 加工性の良好な７３０Ｎ／ｍｍ２以上の強度を有する高強度熱延鋼板とその製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH07166236A (ja) | 1995-06-27 |
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