JP3287251B2 - アーク局部加熱による高疲労強度化特性に優れた鋼板および鋼管、ならびにそれらの製造方法 - Google Patents
アーク局部加熱による高疲労強度化特性に優れた鋼板および鋼管、ならびにそれらの製造方法Info
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、アーム、メンバ
ー、フレーム等の自動車構造部材のような疲労強度が要
求される用途に適用される、アーク局部加熱による高疲
労強度化特性に優れた鋼板および鋼管、ならびにそれら
の製造方法に関する。
ー、フレーム等の自動車構造部材のような疲労強度が要
求される用途に適用される、アーク局部加熱による高疲
労強度化特性に優れた鋼板および鋼管、ならびにそれら
の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】近年、自動車分野では、衝突安全性への
対応のためのゲージアップや新たなリーンフォースメン
トの追加など、ボディー部材の車両重量増加要因が増え
てきている。このために、アーム、メンバー、フレーム
等の構造部材には、さらなる軽量化が求められている。
剛性や疲労強度の低下をともなわず軽量化を図るために
は、材料の高張力化が必要であるが、これらの部材は成
形性が良好なことが必要であり、そのため高張力化が困
難であった。
対応のためのゲージアップや新たなリーンフォースメン
トの追加など、ボディー部材の車両重量増加要因が増え
てきている。このために、アーム、メンバー、フレーム
等の構造部材には、さらなる軽量化が求められている。
剛性や疲労強度の低下をともなわず軽量化を図るために
は、材料の高張力化が必要であるが、これらの部材は成
形性が良好なことが必要であり、そのため高張力化が困
難であった。
【０００３】そこで、低強度の素材を用いて優れた成形
性を確保しつつ、必要な部分のみ高強度化する技術が、
特開平４−７２０１０号公報、特開平６−７３４３８号
公報に開示されている。これらはいずれも鋼板にレーザ
ービームを照射し、板厚方向の全厚を溶融・凝固させる
ことで鋼板の高強度化を図る技術である。これらのうち
特開平６−７３４３８号公報には照射条件に加え、対象
鋼の組織についての知見も記載されている。そして、こ
れらの技術によって局部的に１００ＭＰａ程度の強度上
昇が得られている。
性を確保しつつ、必要な部分のみ高強度化する技術が、
特開平４−７２０１０号公報、特開平６−７３４３８号
公報に開示されている。これらはいずれも鋼板にレーザ
ービームを照射し、板厚方向の全厚を溶融・凝固させる
ことで鋼板の高強度化を図る技術である。これらのうち
特開平６−７３４３８号公報には照射条件に加え、対象
鋼の組織についての知見も記載されている。そして、こ
れらの技術によって局部的に１００ＭＰａ程度の強度上
昇が得られている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、このよ
うな方法により局部的な強化を行うと、耐久疲労試験を
行った場合、静的強度の上昇にもかかわらず、疲労強度
が向上しないという問題点がある。これは、レーザー加
熱のような極めてエネルギー密度の高い入熱を行うと、
板厚全厚に亘って高強度化を図ることができる反面、隣
接する非加熱部との変形抵抗の差によって、繰り返し変
形時に歪の集中が生じるためであると考えられる。
うな方法により局部的な強化を行うと、耐久疲労試験を
行った場合、静的強度の上昇にもかかわらず、疲労強度
が向上しないという問題点がある。これは、レーザー加
熱のような極めてエネルギー密度の高い入熱を行うと、
板厚全厚に亘って高強度化を図ることができる反面、隣
接する非加熱部との変形抵抗の差によって、繰り返し変
形時に歪の集中が生じるためであると考えられる。
【０００５】そこで、レーザー加熱のように全厚に亘っ
て高強度化を図るのではなく、よりエネルギー密度の低
いアーク加熱によって表面部分のみ硬度を上昇させ、高
疲労強度を達成することが考えられるが、このような高
疲労強度化に適した材料については未だ検討されていな
い。
て高強度化を図るのではなく、よりエネルギー密度の低
いアーク加熱によって表面部分のみ硬度を上昇させ、高
疲労強度を達成することが考えられるが、このような高
疲労強度化に適した材料については未だ検討されていな
い。
【０００６】本発明は、かかる事情に鑑みてなされたも
のであって、アーク局部加熱を用いて疲労強度を高める
のに好適な鋼板および鋼管、ならびにそれらの製造方法
を提供することを目的とする。
のであって、アーク局部加熱を用いて疲労強度を高める
のに好適な鋼板および鋼管、ならびにそれらの製造方法
を提供することを目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、疲労強度
向上という観点から鋭意検討を重ねた結果、まず局部加
熱方法と被加熱材の加熱−冷却挙動について検討し、ア
ーク加熱により鋼板の全厚ではなく表面部のみの硬度を
上昇させることで高疲労強度化が達成されることを確認
した。また、このようなアーク局部加熱を前提にして、
鋼板材質と疲労強度上昇効果との関係について実験的検
討を重ねた結果、特定の組成の材料を用いることで耐久
疲労強度比が１．１以上の高疲労強度化特性が得られる
ことを知見し、本発明を完成するに至ったものである。
局部加熱により耐久疲労強度比を１．１以上とすること
で、１グレード強度の高い鋼と同等の疲労強度が得られ
る。
向上という観点から鋭意検討を重ねた結果、まず局部加
熱方法と被加熱材の加熱−冷却挙動について検討し、ア
ーク加熱により鋼板の全厚ではなく表面部のみの硬度を
上昇させることで高疲労強度化が達成されることを確認
した。また、このようなアーク局部加熱を前提にして、
鋼板材質と疲労強度上昇効果との関係について実験的検
討を重ねた結果、特定の組成の材料を用いることで耐久
疲労強度比が１．１以上の高疲労強度化特性が得られる
ことを知見し、本発明を完成するに至ったものである。
局部加熱により耐久疲労強度比を１．１以上とすること
で、１グレード強度の高い鋼と同等の疲労強度が得られ
る。
【０００８】本発明はこのような知見に基づいてなされ
たものであり、以下の（１）〜（５）を提供するもので
ある。 （１）アーク加熱により表面部のみを局部的に加熱し、
疲労強度を高めて使用する鋼板であって、重量％で、
Ｃ：０．０１〜０．３５％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍ
ｎ：０．１〜２．０％を含有し、以下の（Ａ）式で示す
パラメータξが ０．３≦ξ≦１０ を満たすことを特徴とする、アーク局部加熱による高疲
労強度化特性に優れた鋼板。
たものであり、以下の（１）〜（５）を提供するもので
ある。 （１）アーク加熱により表面部のみを局部的に加熱し、
疲労強度を高めて使用する鋼板であって、重量％で、
Ｃ：０．０１〜０．３５％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍ
ｎ：０．１〜２．０％を含有し、以下の（Ａ）式で示す
パラメータξが ０．３≦ξ≦１０ を満たすことを特徴とする、アーク局部加熱による高疲
労強度化特性に優れた鋼板。
【０００９】（２）上記鋼板を造管して得られるアーク
局部加熱による高疲労強度化特性に優れた鋼管。
局部加熱による高疲労強度化特性に優れた鋼管。
【００１０】（３）重量％で、Ｃ：０．０１〜０．３５
％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：０．１〜２．０％を含
有し、以下の（Ａ）式で示すパラメータξが ０．３≦ξ≦１０ を満たす鋼スラブを連続鋳造後、１２００℃を超える温
度に再加熱することなく熱間圧延を行うことを特徴とす
る、アーク局部加熱による高疲労強度化特性に優れた鋼
板の製造方法。
％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：０．１〜２．０％を含
有し、以下の（Ａ）式で示すパラメータξが ０．３≦ξ≦１０ を満たす鋼スラブを連続鋳造後、１２００℃を超える温
度に再加熱することなく熱間圧延を行うことを特徴とす
る、アーク局部加熱による高疲労強度化特性に優れた鋼
板の製造方法。
【００１１】（４）重量％で、Ｃ：０．０１〜０．３５
％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：０．１〜２．０％を含
有し、以下の（Ａ）式で示すパラメータξが ０．３≦ξ≦１０ を満たす鋼スラブを連続鋳造後、１１００℃を超える温
度に再加熱することなく熱間圧延し、５８０℃以下の温
度で巻取ることを特徴とする、アーク局部加熱による高
疲労強度化特性に優れた鋼板の製造方法。
％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：０．１〜２．０％を含
有し、以下の（Ａ）式で示すパラメータξが ０．３≦ξ≦１０ を満たす鋼スラブを連続鋳造後、１１００℃を超える温
度に再加熱することなく熱間圧延し、５８０℃以下の温
度で巻取ることを特徴とする、アーク局部加熱による高
疲労強度化特性に優れた鋼板の製造方法。
【００１２】（５）（１）の鋼板、または（２）もしく
は（３）の方法で得られた鋼板を幅絞り率１〜１０％の
範囲で造管して、電縫鋼管を得ることを特徴とする、高
疲労強度化特性に優れた鋼管の製造方法。
は（３）の方法で得られた鋼板を幅絞り率１〜１０％の
範囲で造管して、電縫鋼管を得ることを特徴とする、高
疲労強度化特性に優れた鋼管の製造方法。
【００１３】 ξ＝Ｃ／（２Ｔｉ*＋Ｖ＋０．５Ｎｂ） ……（Ａ） ただし、 Ｔｉ＞３．４２Ｎの時 Ｔｉ*＝Ｔｉ−３．４２Ｎ Ｔｉ≦３．４２Ｎの時 Ｔｉ*＝０
【００１４】
【発明の実施の形態】本発明は鋼板および鋼管、ならび
にそれらの製造方法に係るものであり、鋼組成、または
それに加えて熱間圧延条件もしくは造管条件を適正に制
御してはじめて達成されるものである。以下、本発明に
ついて（１）鋼組成、（２）熱間圧延条件、（３）造管
条件に分けて説明する。
にそれらの製造方法に係るものであり、鋼組成、または
それに加えて熱間圧延条件もしくは造管条件を適正に制
御してはじめて達成されるものである。以下、本発明に
ついて（１）鋼組成、（２）熱間圧延条件、（３）造管
条件に分けて説明する。
【００１５】（１）鋼組成 本発明に係る鋼板および鋼管は、重量％で、Ｃ：０．０
１〜０．３５％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：０．１〜
２．０％を含有し、パラメータξが０．３≦ξ≦１０を
満たす化学組成を有する。
１〜０．３５％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：０．１〜
２．０％を含有し、パラメータξが０．３≦ξ≦１０を
満たす化学組成を有する。
【００１６】Ｃ：Ｃは加熱前に固溶元素あるいは炭化物
として存在し、アーク加熱−冷却により存在形態を変え
ることで局部高疲労強度に寄与する。しかし、その含有
量が０．０１％未満では所望の高疲労強度化を達成する
ことができず、一方、０．３５％を超えると加熱部と非
加熱部の硬度比が大きくなり、非加熱部分に歪の集中が
生じ、疲労強度がかえって低下する。したがって、Ｃ含
有量を０．０１〜０．３５％の範囲とする。
として存在し、アーク加熱−冷却により存在形態を変え
ることで局部高疲労強度に寄与する。しかし、その含有
量が０．０１％未満では所望の高疲労強度化を達成する
ことができず、一方、０．３５％を超えると加熱部と非
加熱部の硬度比が大きくなり、非加熱部分に歪の集中が
生じ、疲労強度がかえって低下する。したがって、Ｃ含
有量を０．０１〜０．３５％の範囲とする。
【００１７】Ｓｉ：Ｓｉは加熱部と非加熱部の硬度比を
小さくし、非加熱部への応力集中を抑制することで高疲
労強度化に寄与する。しかし、２．０％を超えると非加
熱部が高強度化し、局部加熱による高疲労強度化の効果
が得られなくなる。したがって、Ｓｉ含有量を２．０％
以下とする。
小さくし、非加熱部への応力集中を抑制することで高疲
労強度化に寄与する。しかし、２．０％を超えると非加
熱部が高強度化し、局部加熱による高疲労強度化の効果
が得られなくなる。したがって、Ｓｉ含有量を２．０％
以下とする。
【００１８】Ｍｎ：Ｍｎは加熱部と非加熱部の硬度比を
小さくし、非加熱部への応力集中を抑制することで高疲
労強度化に寄与する。しかし、０．１％未満では所望の
高疲労強度化が達成されず、一方、２．０％を超えると
加熱部が著しく高強度化し、かえって疲労強度が低下す
る。したがって、Ｍｎ含有量を０．１〜２．０％の範囲
とする。
小さくし、非加熱部への応力集中を抑制することで高疲
労強度化に寄与する。しかし、０．１％未満では所望の
高疲労強度化が達成されず、一方、２．０％を超えると
加熱部が著しく高強度化し、かえって疲労強度が低下す
る。したがって、Ｍｎ含有量を０．１〜２．０％の範囲
とする。
【００１９】Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ：Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂは加熱部
に炭化物として析出し、高疲労強度化特性を向上させる
効果を有する。これらの含有量は、以下に説明するパラ
メータξで規定される。なお、Ｚｒ、Ｗ、Ｔａも同様の
効果を有する。
に炭化物として析出し、高疲労強度化特性を向上させる
効果を有する。これらの含有量は、以下に説明するパラ
メータξで規定される。なお、Ｚｒ、Ｗ、Ｔａも同様の
効果を有する。
【００２０】パラメータξ：パラメータξは以下の
（Ａ）式で表され、Ｃ、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ量を規定するも
のであり、アーク加熱による高疲労強度化特性と対応関
係がある。このξが１０を超えると加熱部と非加熱部の
硬度比が４を超え、非加熱部に歪の集中が生じ、耐久疲
労強度比が１．１未満となる。一方、ξが０．３未満で
あると加熱部と非加熱部の硬度比が１．３未満と加熱に
よる硬度上昇が小さく、やはり耐久疲労強度比１．１以
上が得られない。したがって、０．３≦ξ≦１０の範囲
とする。 ξ＝Ｃ／（２Ｔｉ*＋Ｖ＋０．５Ｎｂ） ……（Ａ） ただし、 Ｔｉ＞３．４２Ｎの時 Ｔｉ*＝Ｔｉ−３．４２Ｎ Ｔｉ≦３．４２Ｎの時 Ｔｉ*＝０ なお、Ｔｉ*はＮに固定されていないＴｉを示す。
（Ａ）式で表され、Ｃ、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ量を規定するも
のであり、アーク加熱による高疲労強度化特性と対応関
係がある。このξが１０を超えると加熱部と非加熱部の
硬度比が４を超え、非加熱部に歪の集中が生じ、耐久疲
労強度比が１．１未満となる。一方、ξが０．３未満で
あると加熱部と非加熱部の硬度比が１．３未満と加熱に
よる硬度上昇が小さく、やはり耐久疲労強度比１．１以
上が得られない。したがって、０．３≦ξ≦１０の範囲
とする。 ξ＝Ｃ／（２Ｔｉ*＋Ｖ＋０．５Ｎｂ） ……（Ａ） ただし、 Ｔｉ＞３．４２Ｎの時 Ｔｉ*＝Ｔｉ−３．４２Ｎ Ｔｉ≦３．４２Ｎの時 Ｔｉ*＝０ なお、Ｔｉ*はＮに固定されていないＴｉを示す。
【００２１】図１はξと加熱部と非加熱部の硬度比との
関係を示す図、図２は加熱部と非加熱部の硬度比と素材
とアーク加熱材の耐久疲労強度比との関係を示す図であ
る。これらの図から、ξが０．３〜１０の間で加熱部と
非加熱部の硬度比が１．３〜４の間となり、この時耐久
疲労強度比が１．１以上の高疲労強度化特性が得られる
ことが確認される。
関係を示す図、図２は加熱部と非加熱部の硬度比と素材
とアーク加熱材の耐久疲労強度比との関係を示す図であ
る。これらの図から、ξが０．３〜１０の間で加熱部と
非加熱部の硬度比が１．３〜４の間となり、この時耐久
疲労強度比が１．１以上の高疲労強度化特性が得られる
ことが確認される。
【００２２】なお、ここでの実験条件は次の通りであ
る。板厚２．６ｍｍの熱延鋼板に、電流１００Ａ、電圧
１０Ｖ、アーク走査速度１００ｃｍ／ｍｉｎ、走査ピッ
チ５ｍｍ、大気中放冷の条件で片面ずつ両面のＴＩＧア
ーク加熱を行った。これよりアーク走査方向に疲労試験
片を採取し、サイクル数２５Ｈｚで、歪一定、両振りに
て平面曲げ疲労試験を実施した。１０7サイクルの破断
限界応力を耐久疲労強度とし、これと非加熱材の耐久疲
労強度の比を耐久疲労強度比とした。なお、片面のみ加
熱を行い片振り条件で疲労試験を行っても、同様の耐久
疲労強度比が得られることを確認している。アーク加熱
中心部の破断硬度を板厚方向に０．１ｍｍピッチで測定
し、この時の最大硬度を加熱部の破断硬度として、これ
と非加熱部の断面硬度の比を硬度比のパラメータとし
た。
る。板厚２．６ｍｍの熱延鋼板に、電流１００Ａ、電圧
１０Ｖ、アーク走査速度１００ｃｍ／ｍｉｎ、走査ピッ
チ５ｍｍ、大気中放冷の条件で片面ずつ両面のＴＩＧア
ーク加熱を行った。これよりアーク走査方向に疲労試験
片を採取し、サイクル数２５Ｈｚで、歪一定、両振りに
て平面曲げ疲労試験を実施した。１０7サイクルの破断
限界応力を耐久疲労強度とし、これと非加熱材の耐久疲
労強度の比を耐久疲労強度比とした。なお、片面のみ加
熱を行い片振り条件で疲労試験を行っても、同様の耐久
疲労強度比が得られることを確認している。アーク加熱
中心部の破断硬度を板厚方向に０．１ｍｍピッチで測定
し、この時の最大硬度を加熱部の破断硬度として、これ
と非加熱部の断面硬度の比を硬度比のパラメータとし
た。
【００２３】なお、本発明で規定する元素以外の元素
は、本発明が意図している高疲労強度化特性に対する影
響はほとんど認められず、これらの元素は別の目的で適
宜添加しても構わない。
は、本発明が意図している高疲労強度化特性に対する影
響はほとんど認められず、これらの元素は別の目的で適
宜添加しても構わない。
【００２４】（２）熱間圧延条件 上記鋼組成の熱延スラブを連続鋳造後、１２００℃を超
える温度に再加熱することなく熱間圧延する。スラブ加
熱温度が１２００℃以下の場合には比較的大きなＴｉ、
Ｖ、Ｎｂ炭窒化物組織となり、熱延のままで成形性が良
好な鋼板、鋼管が得られ、このような鋼板、鋼管を部材
に成形後、アーク加熱処理を施すことにより高疲労強度
化特性を得ることができる。スラブ加熱温度が１２００
℃を超えると、熱延ままで微細な炭窒化物が析出し、鋼
板、鋼管の成形性が劣化し、かつ高疲労強度化特性が低
下する。
える温度に再加熱することなく熱間圧延する。スラブ加
熱温度が１２００℃以下の場合には比較的大きなＴｉ、
Ｖ、Ｎｂ炭窒化物組織となり、熱延のままで成形性が良
好な鋼板、鋼管が得られ、このような鋼板、鋼管を部材
に成形後、アーク加熱処理を施すことにより高疲労強度
化特性を得ることができる。スラブ加熱温度が１２００
℃を超えると、熱延ままで微細な炭窒化物が析出し、鋼
板、鋼管の成形性が劣化し、かつ高疲労強度化特性が低
下する。
【００２５】図３および図４に、それぞれスラブ再加熱
温度と成形性との関係、およびスラブ再加熱温度と耐久
疲労強度比との関係を示す。これらの図から、再加熱温
度１１００℃以下で限界板厚歪０．２以上の優れた成形
性と、耐久疲労強度比１．１以上の高い疲労強度化特性
が得られることが確認される。スラブを連続鋳造後直ち
に熱間圧延を行う直接圧延の場合には、１２００℃以上
に再加熱することなく熱間圧延し、５８０℃以下で巻取
ることにより同様の特性が得られる。
温度と成形性との関係、およびスラブ再加熱温度と耐久
疲労強度比との関係を示す。これらの図から、再加熱温
度１１００℃以下で限界板厚歪０．２以上の優れた成形
性と、耐久疲労強度比１．１以上の高い疲労強度化特性
が得られることが確認される。スラブを連続鋳造後直ち
に熱間圧延を行う直接圧延の場合には、１２００℃以上
に再加熱することなく熱間圧延し、５８０℃以下で巻取
ることにより同様の特性が得られる。
【００２６】（３）造管条件 上記鋼組成を有する本発明の鋼板を用いて電縫鋼管を製
造する場合、その幅絞り率を１〜１０％とする。幅絞り
率が１０％を超えると、加熱による加工軟化が顕著とな
り、疲労強度はかえって低下するので１０％を上限とす
る。一方、幅絞り率が１％未満であると、周方向での疲
労強度特性が不均一となり、特定の部位に歪が集中し、
高い疲労強度が得られない。なお、幅絞り率は以下の式
で求められる。 ｛スリットコイル幅−π（外径−板厚）｝／π（外径−
板厚）×１００％
造する場合、その幅絞り率を１〜１０％とする。幅絞り
率が１０％を超えると、加熱による加工軟化が顕著とな
り、疲労強度はかえって低下するので１０％を上限とす
る。一方、幅絞り率が１％未満であると、周方向での疲
労強度特性が不均一となり、特定の部位に歪が集中し、
高い疲労強度が得られない。なお、幅絞り率は以下の式
で求められる。 ｛スリットコイル幅−π（外径−板厚）｝／π（外径−
板厚）×１００％
【００２７】
【実施例】以下、本発明の実施例について説明する。 （実施例１）表１に示す１５種類の鋼を溶製し、表１に
示すような熱延条件にて板厚２．６ｍｍの熱延鋼板を作
成した。熱延鋼板に対して前述した条件でＴＩＧアーク
加熱を行った後、プレス成形性、硬度比、耐久疲労強度
比を求めた。さらに、走査方向に平行に採取したＪＩＳ
５号引張試験片で引張試験を行い、アーク加熱による引
張強度（ＴＳ）上昇量を評価した。その結果を表２に示
す。
示すような熱延条件にて板厚２．６ｍｍの熱延鋼板を作
成した。熱延鋼板に対して前述した条件でＴＩＧアーク
加熱を行った後、プレス成形性、硬度比、耐久疲労強度
比を求めた。さらに、走査方向に平行に採取したＪＩＳ
５号引張試験片で引張試験を行い、アーク加熱による引
張強度（ＴＳ）上昇量を評価した。その結果を表２に示
す。
【００２８】表２に示すように、本発明を満足する組成
の鋼Ａ〜Ｅ、Ｊ〜Ｏについて、スラブ加熱温度を１１０
０℃以下とした場合に、アーク加熱により耐久疲労強度
比が１．１以上となり、良好な高疲労強度化特性が得ら
れることが確認された。
の鋼Ａ〜Ｅ、Ｊ〜Ｏについて、スラブ加熱温度を１１０
０℃以下とした場合に、アーク加熱により耐久疲労強度
比が１．１以上となり、良好な高疲労強度化特性が得ら
れることが確認された。
【００２９】
【表１】
【００３０】
【表２】
【００３１】（実施例２）本発明の組成を満足する鋼Ａ
〜Ｃ、Ｅ、Ｊ、Ｌ、Ｏを用いて、表３に示すように、熱
間圧延条件、造管条件を種々変化させて製造した鋼板、
あるいは鋼管について、実施例１と同様に硬度比、耐久
疲労強度比、ＴＳ上昇量を求めた。なお、鋼管の場合
は、外径６０．５ｍｍφに電縫造管したものに、前述し
た条件で外側片面のＴＩＧアーク加熱を行った。鋼管の
耐久疲労強度比は、小野式回転曲げ試験によって求め
た。鋼管の引張試験はＪＩＳ１２号Ａ試験片で行った。
〜Ｃ、Ｅ、Ｊ、Ｌ、Ｏを用いて、表３に示すように、熱
間圧延条件、造管条件を種々変化させて製造した鋼板、
あるいは鋼管について、実施例１と同様に硬度比、耐久
疲労強度比、ＴＳ上昇量を求めた。なお、鋼管の場合
は、外径６０．５ｍｍφに電縫造管したものに、前述し
た条件で外側片面のＴＩＧアーク加熱を行った。鋼管の
耐久疲労強度比は、小野式回転曲げ試験によって求め
た。鋼管の引張試験はＪＩＳ１２号Ａ試験片で行った。
【００３２】表３に示すように、鋼組成が本発明の範囲
を満足する場合、熱間圧延条件、造管条件が本発明を満
足する鋼板および鋼管について、アーク加熱により耐久
疲労強度比が１．１以上となり、良好な高疲労強度化特
性が得られることが確認された。
を満足する場合、熱間圧延条件、造管条件が本発明を満
足する鋼板および鋼管について、アーク加熱により耐久
疲労強度比が１．１以上となり、良好な高疲労強度化特
性が得られることが確認された。
【００３３】
【表３】
【００３４】
【発明の効果】以上説明したように、本発明によれば、
アーク局部加熱により疲労強度を高めるのに好適な鋼板
および鋼管、ならびにそれらの製造方法を得ることがで
きる。したがって、本発明により自動車構造部材等の素
材のゲージダウンが可能となる。
アーク局部加熱により疲労強度を高めるのに好適な鋼板
および鋼管、ならびにそれらの製造方法を得ることがで
きる。したがって、本発明により自動車構造部材等の素
材のゲージダウンが可能となる。
【図面の簡単な説明】
【図１】パラメータξと加熱部と非加熱部の硬度比との
関係を示す図。
関係を示す図。
【図２】加熱部と非加熱部の硬度比と耐久疲労強度比と
の関係を示す図。
の関係を示す図。
【図３】スラブ再加熱温度と成形性との関係を示す図。
【図４】スラブ再加熱温度と耐久疲労強度比との関係を
示す図。
示す図。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 真保 幸雄 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日本鋼管株式会社内 (72)発明者 大村 雅紀 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日本鋼管株式会社内 (72)発明者 占部 俊明 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日本鋼管株式会社内 (56)参考文献 特開 平５−51692（ＪＰ，Ａ) 特開 平７−62489（ＪＰ，Ａ) 特開 平10−195595（ＪＰ，Ａ) 特開 昭54−65107（ＪＰ，Ａ) 特開 平10−193164（ＪＰ，Ａ) 特開 昭61−110721（ＪＰ，Ａ) 特開 昭60−204823（ＪＰ，Ａ) 特開 昭60−234919（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 38/00 - 38/60
Claims (5)
- 【請求項１】 アーク加熱により表面部のみを局部的に
加熱し、疲労強度を高めて使用する鋼板であって、 重量％で、Ｃ：０．０１〜０．３５％、 Ｓｉ：２．０％以下、 Ｍｎ：０．１〜２．０％ を含有し、以下の式で示すパラメータξが ０．３≦ξ≦１０ を満たすことを特徴とする、アーク局部加熱による高疲
労強度化特性に優れた鋼板。 ξ＝Ｃ／（２Ｔｉ*＋Ｖ＋０．５Ｎｂ） ただし、 Ｔｉ＞３．４２Ｎの時 Ｔｉ*＝Ｔｉ−３．４２Ｎ Ｔｉ≦３．４２Ｎの時 Ｔｉ*＝０ - 【請求項２】 請求項１の鋼板を造管して得られるアー
ク局部加熱による高疲労強度化特性に優れた鋼管。 - 【請求項３】 重量％で、Ｃ：０．０１〜０．３５％、 Ｓｉ：２．０％以下、 Ｍｎ：０．１〜２．０％ を含有し、以下の式で示すパラメータξが ０．３≦ξ≦１０ を満たす鋼スラブを連続鋳造後、１２００℃を超える温
度に再加熱することなく熱間圧延を行うことを特徴とす
る、アーク局部加熱による高疲労強度化特性に優れた鋼
板の製造方法。 ξ＝Ｃ／（２Ｔｉ*＋Ｖ＋０．５Ｎｂ） ただし、 Ｔｉ＞３．４２Ｎの時 Ｔｉ*＝Ｔｉ−３．４２Ｎ Ｔｉ≦３．４２Ｎの時 Ｔｉ*＝０ - 【請求項４】 重量％で、Ｃ：０．０１〜０．３５％、 Ｓｉ：２．０％以下、 Ｍｎ：０．１〜２．０％ を含有し、以下の式で示すパラメータξが ０．３≦ξ≦１０ を満たす鋼スラブを連続鋳造後、１２００℃を超える温
度に再加熱することなく熱間圧延し、５８０℃以下の温
度で巻取ることを特徴とする、アーク局部加熱による高
疲労強度化特性に優れた鋼板の製造方法。 ξ＝Ｃ／（２Ｔｉ*＋Ｖ＋０．５Ｎｂ） ただし、 Ｔｉ＞３．４２Ｎの時 Ｔｉ*＝Ｔｉ−３．４２Ｎ Ｔｉ≦３．４２Ｎの時 Ｔｉ*＝０ - 【請求項５】 請求項１の鋼板、または請求項２もしく
は請求項３の方法で得られた鋼板を幅絞り率１〜１０％
の範囲で造管して、電縫鋼管を得ることを特徴とする、
高疲労強度化特性に優れた鋼管の製造方法。
Priority Applications (1)
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|---|---|---|---|
| JP01324197A JP3287251B2 (ja) | 1997-01-10 | 1997-01-10 | アーク局部加熱による高疲労強度化特性に優れた鋼板および鋼管、ならびにそれらの製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
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| JP01324197A JP3287251B2 (ja) | 1997-01-10 | 1997-01-10 | アーク局部加熱による高疲労強度化特性に優れた鋼板および鋼管、ならびにそれらの製造方法 |
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| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH10195594A JPH10195594A (ja) | 1998-07-28 |
| JP3287251B2 true JP3287251B2 (ja) | 2002-06-04 |
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| JP01324197A Expired - Fee Related JP3287251B2 (ja) | 1997-01-10 | 1997-01-10 | アーク局部加熱による高疲労強度化特性に優れた鋼板および鋼管、ならびにそれらの製造方法 |
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| JP (1) | JP3287251B2 (ja) |
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|---|---|---|---|---|
| NO2692875T3 (ja) * | 2011-03-30 | 2018-05-12 |
-
1997
- 1997-01-10 JP JP01324197A patent/JP3287251B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH10195594A (ja) | 1998-07-28 |
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