JPH03126813A - 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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- JPH03126813A JPH03126813A JP26268389A JP26268389A JPH03126813A JP H03126813 A JPH03126813 A JP H03126813A JP 26268389 A JP26268389 A JP 26268389A JP 26268389 A JP26268389 A JP 26268389A JP H03126813 A JPH03126813 A JP H03126813A
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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、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は持ち、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、降伏点が低く、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は持ち、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、降伏点が低く、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。
１１２９１号公報による提案は、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
＝σ−／σ・ 〔σ１ ：引張強さ、σ−：疲労強度（
疲れ限度、ｌＸｌ０’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
＝σ−／σ・ 〔σ１ ：引張強さ、σ−：疲労強度（
疲れ限度、ｌＸｌ０’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ξ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＝σに４／
σ１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。
σ１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、
Ｃｊ ０．０５〜０．１５％ Ｐ：≦０．０２０
％Ｓｉ：０．１〜！、５％ Ｓ：≦０．０１０％
Ｍｎ ： ０．５〜２．０％ と不可避的成分及び残部Ｆｅからなる鋼を８２０℃〜９
００℃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“Ｃ以下の温度域塩３０℃／ｓｅｅ以上の冷却速
度で冷却する事をを第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３
０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却する事を第２の手段
とし、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％ と不可避的成分及び残部Ｆｅからなる鋼を８２０℃〜９
００ ℃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℃以下の温度域塩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：２０．０２０％
Ｓｉ： ０．１−１．５％ Ｓ：≦０．０１０％
Ｍｎ ： ０．５〜２．０％ Ｃｒ ： ０．０
１〜０．３０％と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℃／ｓｅ
ｃ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℃以下の温度域塩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：Ｏ，１〜１．５％ Ｓ；≦０．０１０％Ｍ
ｎ ： ０．５〜２．０％ Ｃｒ ： ０．０１
−０．３０％と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〜Ｉ５秒
の間空冷又は保持した後、この温度域から２００℃以下
の温度域塩３０℃／ｓｅｅ以上の冷却速度で冷却する事
を第５の手段とし、手段とし、 （６）重量％で、Ｃａ ： ０．０００５〜０．００５
０％ＲＥＭ ：ｏ、ｏｏｓ〜０．０１５％の何れか一
方を含有する事を特徴とする特許請求の範囲第１乃至第
５の手段に加え、第６乃至第１０の手段とするものであ
る。
％Ｓｉ：０．１〜！、５％ Ｓ：≦０．０１０％
Ｍｎ ： ０．５〜２．０％ と不可避的成分及び残部Ｆｅからなる鋼を８２０℃〜９
００℃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“Ｃ以下の温度域塩３０℃／ｓｅｅ以上の冷却速
度で冷却する事をを第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３
０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却する事を第２の手段
とし、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％ と不可避的成分及び残部Ｆｅからなる鋼を８２０℃〜９
００ ℃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℃以下の温度域塩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：２０．０２０％
Ｓｉ： ０．１−１．５％ Ｓ：≦０．０１０％
Ｍｎ ： ０．５〜２．０％ Ｃｒ ： ０．０
１〜０．３０％と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℃／ｓｅ
ｃ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℃以下の温度域塩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：Ｏ，１〜１．５％ Ｓ；≦０．０１０％Ｍ
ｎ ： ０．５〜２．０％ Ｃｒ ： ０．０１
−０．３０％と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〜Ｉ５秒
の間空冷又は保持した後、この温度域から２００℃以下
の温度域塩３０℃／ｓｅｅ以上の冷却速度で冷却する事
を第５の手段とし、手段とし、 （６）重量％で、Ｃａ ： ０．０００５〜０．００５
０％ＲＥＭ ：ｏ、ｏｏｓ〜０．０１５％の何れか一
方を含有する事を特徴とする特許請求の範囲第１乃至第
５の手段に加え、第６乃至第１０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：前記複合組織を得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。
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。
特に良好な表面性状が鋼板に要求される場合は５４の含
有量を不可避的に混入する量に止め、Ｓｔ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。
有量を不可避的に混入する量に止め、Ｓｔ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。
Ｍｒｚ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。
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。
Ｐｈｉ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。
上限を設定している。
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。
ている。
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Ｓｔを０．
１％以上含み、複合組織の生成を含んでその作用をＳｔ
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。
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Ｓｔを０．
１％以上含み、複合組織の生成を含んでその作用をＳｔ
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。
、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。
ら添加量の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、溶銅の脱
酸は必須で、この脱酸にはＡＩ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ＡＩ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ＡＩ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ＡＩは前記理由から不可避的に添
加している。
く作用〉
本発明者等は、上記課題の遠戚を目的として、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。
、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ｌ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（ベーナイト占積率〈５％
）鋼板であった。
消する鋼板）は、最表層粗大フェライト粒ｌ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（ベーナイト占積率〈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Ａｍ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〜！鋼を供試鋼として第５図の関係を得た。
め、第１表に示すＡｍ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〜！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 （μｆｆ１
）と第２相粒の平均円相当径（平均粒径）ｄ２（μｍ）
と２０μ謬以上の第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。
粒の平均円相当径（平均粒径） ｄＦ （μｆｆ１
）と第２相粒の平均円相当径（平均粒径）ｄ２（μｍ）
と２０μ謬以上の第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、２０μ嘗を超える粗大な第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、２０μ嘗を超える粗大な第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。
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。
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。
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。
第４図は鋼板の１７４厚部における第２相の占積率、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。
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。
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。
が混入し、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ＴＳＸＥＩに及ぼす影響を示す。
標であるＴＳＸＥＩ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、疲労限度比を一
段と高める事が判明した。
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、疲労限度比を一
段と高める事が判明した。
又この複合添加はＴＳＸＥＩを高める作用を併せ持つ事
も判明した。
も判明した。
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、フェライト粒つまり（２ＦｅＯ
・Ｓｉｎｇ）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’ｃ以上とした
後上記Ｓｉスケールを溶剤除去すると良い事が判明した
。
１１７０℃を超えると、フェライト粒つまり（２ＦｅＯ
・Ｓｉｎｇ）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’ｃ以上とした
後上記Ｓｉスケールを溶剤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、上記した収骨・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）供試鋼の収骨 （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′／ｊｌ（表２に示す）
表 １ （重量％） （注）ＡＩは上表の外ＲＥＭを０．００５％含む。
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′／ｊｌ（表２に示す）
表 １ （重量％） （注）ＡＩは上表の外ＲＥＭを０．００５％含む。
Ｂｌは上表の外Ｃａを０．００３６％含む。
Ｄｆ４は上表の外Ｃａ−ｔ−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調香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調香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速度が本発明の下限に達
しなかった調香１０、空冷・保持時間が本発明の上限を
超えた調香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。
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調香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速度が本発明の下限に達
しなかった調香１０、空冷・保持時間が本発明の上限を
超えた調香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調香
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調香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
限を割った調香１３、巻取温度（冷却終了温度）が本発
明の上限を超えた調香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調香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
限を割った調香１３、巻取温度（冷却終了温度）が本発
明の上限を超えた調香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、調香４〜８．２０〜３２の本発明例は、
表層粗大フェライト粒及び表層混粒がなく、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。
表層粗大フェライト粒及び表層混粒がなく、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。
又調香２９〜３１の本発明例はＳｉが０．１０％を超え
、加熱温度が１１７０℃を超え、鋼材の表面溶剤を行わ
なかったものである。本例は表面スケール性状は求めら
れているレヘルを示す「良好」であり、耐久疲労性は目
標の０．５２を超えた。
、加熱温度が１１７０℃を超え、鋼材の表面溶剤を行わ
なかったものである。本例は表面スケール性状は求めら
れているレヘルを示す「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 ℃〜９
００ ℃の温度範囲で圧延後、所定の急冷、続いて空冷
又は保持後に再び負冷をする３段階冷却を行う事により
、５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、その網打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。
互関係を限定した加工用熱延高強度鋼を８２０ ℃〜９
００ ℃の温度範囲で圧延後、所定の急冷、続いて空冷
又は保持後に再び負冷をする３段階冷却を行う事により
、５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、その網打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２０μ−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ＴＳＸε１
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２０μ−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ＴＳＸε１
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。
Claims (6)
- （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％ と不可避的成分及び残部Ｆｅからなる鋼を８２０℃〜９
００℃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。 - （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。 - （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％ と不可避的成分及び残部Ｆｅからなる鋼を８２０℃〜９
００℃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。 - （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℃〜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。 - （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。 - （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徴とする特許請求の範囲
第１項乃至第５項に記載の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 true JPH03126813A (ja) | 1991-05-30 |
| JPH0774377B2 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) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0617203A (ja) * | 1992-07-02 | 1994-01-25 | Nippon Steel Corp | 成形性の優れた複合組織高強度薄鋼板 |
| AU2005200300C1 (en) * | 2004-01-29 | 2008-03-06 | Jfe Steel Corporation | High strength steel sheet and method for manufacturing same |
-
1989
- 1989-10-07 JP JP26268389A patent/JPH0774377B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0617203A (ja) * | 1992-07-02 | 1994-01-25 | Nippon Steel Corp | 成形性の優れた複合組織高強度薄鋼板 |
| AU2005200300C1 (en) * | 2004-01-29 | 2008-03-06 | Jfe Steel Corporation | High strength steel sheet and method for manufacturing same |
| CN100439542C (zh) * | 2004-01-29 | 2008-12-03 | 杰富意钢铁株式会社 | 高强度薄钢板及其制造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0774377B2 (ja) | 1995-08-09 |
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