JP3509520B2 - 耐食性および疲労特性に優れた加工用高張力熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
耐食性および疲労特性に優れた加工用高張力熱延鋼板およびその製造方法Info
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- JP3509520B2 JP3509520B2 JP36685297A JP36685297A JP3509520B2 JP 3509520 B2 JP3509520 B2 JP 3509520B2 JP 36685297 A JP36685297 A JP 36685297A JP 36685297 A JP36685297 A JP 36685297A JP 3509520 B2 JP3509520 B2 JP 3509520B2
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、車両の足廻り・フ
レームといった強度が要求される部品に用いられる優れ
た耐食性、せん断端面疲労強度および鋼板疲労強度を示
すフェライトまたはベイナイトとマルテンサイトの複合
組織からなる、引張強さが５９０ＭＰａ以上の加工用高
張力熱延鋼板およびその製造方法に関する。
レームといった強度が要求される部品に用いられる優れ
た耐食性、せん断端面疲労強度および鋼板疲労強度を示
すフェライトまたはベイナイトとマルテンサイトの複合
組織からなる、引張強さが５９０ＭＰａ以上の加工用高
張力熱延鋼板およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】近年、自動車業界においては、搭乗者の
安全性確保、車体重量の軽減、燃費の向上を目的に高張
力薄鋼板の需要が増加している。特に、足廻り・フレー
ムといった強度が要求される部品ではこの高張力薄鋼板
によるメリットは大きい。しかし、高張力薄鋼板では通
常鋼板より薄肉化されて使用されるため、腐蝕での板厚
減少に起因する耐荷重能力と疲労強度の低下、およびせ
ん断端面といった加工部での疲労強度が通常鋼板と同程
度でしかないことから、部品への高張力薄鋼板の適用は
進んでいなかった。
安全性確保、車体重量の軽減、燃費の向上を目的に高張
力薄鋼板の需要が増加している。特に、足廻り・フレー
ムといった強度が要求される部品ではこの高張力薄鋼板
によるメリットは大きい。しかし、高張力薄鋼板では通
常鋼板より薄肉化されて使用されるため、腐蝕での板厚
減少に起因する耐荷重能力と疲労強度の低下、およびせ
ん断端面といった加工部での疲労強度が通常鋼板と同程
度でしかないことから、部品への高張力薄鋼板の適用は
進んでいなかった。
【０００３】従来、鋼板疲労強度を改善する技術とし
て、例えば特開平６−１２８６８８号公報に記載された
ものがある。この公報に記載された方法は、鋼組織をフ
ェライト−マルテンサイトの複合組織とし、疲労亀裂の
起点となる軟質のフェライト相を固溶強化、析出強化す
ることで高い疲労強度を得ようとしたものである。
て、例えば特開平６−１２８６８８号公報に記載された
ものがある。この公報に記載された方法は、鋼組織をフ
ェライト−マルテンサイトの複合組織とし、疲労亀裂の
起点となる軟質のフェライト相を固溶強化、析出強化す
ることで高い疲労強度を得ようとしたものである。
【０００４】また、せん断端面疲労強度を改善する技術
として、例えば特開平５−１７９３４６号公報に記載さ
れたものがある。この公報に記載された方法は、金属組
織をフェライト−ベイナイトの複合組織とすることでせ
ん断端面の疲労強度の改善を試みたものである。
として、例えば特開平５−１７９３４６号公報に記載さ
れたものがある。この公報に記載された方法は、金属組
織をフェライト−ベイナイトの複合組織とすることでせ
ん断端面の疲労強度の改善を試みたものである。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、特開平
６−１２８６８８号公報に開示された方法では、フェラ
イト相を固溶強化するためにＳｉ添加量が多くなること
が避けられず、このため熱間圧延時にデスケーリング不
良が発生しやすくなり、熱延後いわゆる「赤スケール」
が発生してスケール付きままではもちろんのこと酸洗し
ても表面が粗くなる。自動車用部品では、低コスト化の
ためにスケールままあるいは酸洗して使用されることか
ら、この表面荒れが切欠き効果となり鋼板の疲労強度の
低下をまねくとともに、耐食性能が考慮されていないこ
とから腐食による板厚減少の問題は解消されていない。
６−１２８６８８号公報に開示された方法では、フェラ
イト相を固溶強化するためにＳｉ添加量が多くなること
が避けられず、このため熱間圧延時にデスケーリング不
良が発生しやすくなり、熱延後いわゆる「赤スケール」
が発生してスケール付きままではもちろんのこと酸洗し
ても表面が粗くなる。自動車用部品では、低コスト化の
ためにスケールままあるいは酸洗して使用されることか
ら、この表面荒れが切欠き効果となり鋼板の疲労強度の
低下をまねくとともに、耐食性能が考慮されていないこ
とから腐食による板厚減少の問題は解消されていない。
【０００６】また、特開平５−１７９３４６号公報に開
示されている技術におけるフェライト−ベイナイト鋼
は、フェライト−パーライト鋼と比較して打ち抜き破面
が平滑になり疲労亀裂の発生が抑制されるため、打抜き
部の疲労強度が改善されるとしているが、フェライト−
ベイナイト組織では、疲労亀裂発生後の亀裂伝播過程に
おいて、硬質第２相であるベイナイトがマルテンサイト
に比べ低硬度であるため疲労亀裂伝播時にベイナイトの
ラス境界を亀裂が伝播し、亀裂伝播のブロック効果が低
く、未だ十分な疲労強度が達成されているとは言い難
い。さらに、この方法でも腐食による板厚減少の問題は
解消されていない。
示されている技術におけるフェライト−ベイナイト鋼
は、フェライト−パーライト鋼と比較して打ち抜き破面
が平滑になり疲労亀裂の発生が抑制されるため、打抜き
部の疲労強度が改善されるとしているが、フェライト−
ベイナイト組織では、疲労亀裂発生後の亀裂伝播過程に
おいて、硬質第２相であるベイナイトがマルテンサイト
に比べ低硬度であるため疲労亀裂伝播時にベイナイトの
ラス境界を亀裂が伝播し、亀裂伝播のブロック効果が低
く、未だ十分な疲労強度が達成されているとは言い難
い。さらに、この方法でも腐食による板厚減少の問題は
解消されていない。
【０００７】高張力薄鋼板による部品の薄肉化を進めて
行くには、部品の強度的弱点となるせん断端面といった
加工部の高疲労強度化と、高耐腐食性能を確保して経年
劣化である板厚減少という問題を解消することとを同時
に行わなければならない。
行くには、部品の強度的弱点となるせん断端面といった
加工部の高疲労強度化と、高耐腐食性能を確保して経年
劣化である板厚減少という問題を解消することとを同時
に行わなければならない。
【０００８】本発明は、かかる事情に鑑みてなされたも
のであり、耐食性に優れ、かつせん断端面疲労強度およ
び鋼板疲労強度がともに優れた加工用高張力熱延鋼板お
よびその製造方法を提供することを目的とする。
のであり、耐食性に優れ、かつせん断端面疲労強度およ
び鋼板疲労強度がともに優れた加工用高張力熱延鋼板お
よびその製造方法を提供することを目的とする。
【０００９】
【課題を解決するための手段】本発明は、上記課題を解
決すべく種々検討した結果、高耐食化を実現するために
は鋼板の錆層を安定化させて錆の進行を抑制することが
効果的であり、また、せん断端面での高疲労強度化に
は、マルテンサイトを存在させることでせん断加工時に
硬質なマルテンサイトと軟質相界面に板厚方向亀裂を優
先的に生成・連結させてせん断端面粗さを低減するとと
もに、亀裂伝播経路上でのマルテンサイトによる疲労亀
裂進展時のブロック効果を活用することが効果的であ
り、さらに鋼板疲労強度の向上には鋼板表面粗さの低減
により疲労亀裂発生抵抗を向上させるとともに亀裂伝播
経路上でのマルテンサイト硬質相の存在および軟質相の
強化により亀裂伝播抵抗を向上させることが効果的であ
ることを見出した。
決すべく種々検討した結果、高耐食化を実現するために
は鋼板の錆層を安定化させて錆の進行を抑制することが
効果的であり、また、せん断端面での高疲労強度化に
は、マルテンサイトを存在させることでせん断加工時に
硬質なマルテンサイトと軟質相界面に板厚方向亀裂を優
先的に生成・連結させてせん断端面粗さを低減するとと
もに、亀裂伝播経路上でのマルテンサイトによる疲労亀
裂進展時のブロック効果を活用することが効果的であ
り、さらに鋼板疲労強度の向上には鋼板表面粗さの低減
により疲労亀裂発生抵抗を向上させるとともに亀裂伝播
経路上でのマルテンサイト硬質相の存在および軟質相の
強化により亀裂伝播抵抗を向上させることが効果的であ
ることを見出した。
【００１０】具体的には、高耐食化とせん断端面での高
疲労強度化とを両立させるためには、Ｓｉ、Ｐ、Ｃｕ、
Ｍｏの最適化とマルテンサイト体積率の制御が効果的で
あり、さらにこれらを制御することにより高耐食化と剪
断端面での高疲労強度化とが両立する鋼では鋼板疲労強
度も優れていることを見出し、本発明を発明するに至っ
た。
疲労強度化とを両立させるためには、Ｓｉ、Ｐ、Ｃｕ、
Ｍｏの最適化とマルテンサイト体積率の制御が効果的で
あり、さらにこれらを制御することにより高耐食化と剪
断端面での高疲労強度化とが両立する鋼では鋼板疲労強
度も優れていることを見出し、本発明を発明するに至っ
た。
【００１１】すなわち、本発明は、質量％で、Ｃ：０．
０３〜０．１５％、Ｓｉ：０．３０〜１．５０％、Ｍ
ｎ：０．５〜２．０％、Ｐ：０．０３〜０．１０％、
Ｓ：０．０１５％以下で、かつＣｕ：０．０８〜０．４
０％、およびＮｉ：０．０８〜０．４０％、を含有し、
さらにＴｉ：０．０３〜０．１５％、Ｎｂ：０．０１〜
０．１０％、Ｖ：０．０２〜０．１５％のうち１種また
は２種以上を含有し、かつ、マルテンサイトが体積率で
３〜３５％存在し、残部が実質的にフェライトまたはベ
イナイトである複合組織であり、引張強さをＴＳ（ＭＰ
ａ）とし、伸びをＥｌ（％）とした場合に、ＴＳ・Ｅｌ
が１８０００以上であることを特徴とする耐食性および
疲労特性に優れた加工用高張力熱延鋼板を提供するもの
である。
０３〜０．１５％、Ｓｉ：０．３０〜１．５０％、Ｍ
ｎ：０．５〜２．０％、Ｐ：０．０３〜０．１０％、
Ｓ：０．０１５％以下で、かつＣｕ：０．０８〜０．４
０％、およびＮｉ：０．０８〜０．４０％、を含有し、
さらにＴｉ：０．０３〜０．１５％、Ｎｂ：０．０１〜
０．１０％、Ｖ：０．０２〜０．１５％のうち１種また
は２種以上を含有し、かつ、マルテンサイトが体積率で
３〜３５％存在し、残部が実質的にフェライトまたはベ
イナイトである複合組織であり、引張強さをＴＳ（ＭＰ
ａ）とし、伸びをＥｌ（％）とした場合に、ＴＳ・Ｅｌ
が１８０００以上であることを特徴とする耐食性および
疲労特性に優れた加工用高張力熱延鋼板を提供するもの
である。
【００１２】また、上記発明において、Ｍｏ：０．０５
〜０．５０％をさらに含有することを特徴とする耐食性
および疲労特性に優れた加工用高張力熱延鋼板を提供す
るものである。
〜０．５０％をさらに含有することを特徴とする耐食性
および疲労特性に優れた加工用高張力熱延鋼板を提供す
るものである。
【００１３】さらに、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１
５％、Ｓｉ：０．３０〜１．５０％、Ｍｎ：０．５〜
２．０％、Ｐ：０．０３〜０．１０％、Ｓ：０．０１５
％以下で、かつＣｕ：０．０８〜０．４０％、およびＮ
ｉ：０．０８〜０．４０％を含有し、さらにＴｉ：０．
０３〜０．１５％、Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、Ｖ：
０．０２〜０．１５％のうち１種または２種以上を含有
する鋼に対し、Ａｒ３以上で仕上げ圧延を終了後、６５
０℃〜８００℃まで急冷し、２〜１５秒空冷後、１０℃
／ｓ以上、３０℃／ｓ以下で冷却し、３００℃以下で巻
き取ることを特徴とする耐食性および疲労特性に優れた
加工用高張力熱延鋼板の製造方法を提供するものであ
る。
５％、Ｓｉ：０．３０〜１．５０％、Ｍｎ：０．５〜
２．０％、Ｐ：０．０３〜０．１０％、Ｓ：０．０１５
％以下で、かつＣｕ：０．０８〜０．４０％、およびＮ
ｉ：０．０８〜０．４０％を含有し、さらにＴｉ：０．
０３〜０．１５％、Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、Ｖ：
０．０２〜０．１５％のうち１種または２種以上を含有
する鋼に対し、Ａｒ３以上で仕上げ圧延を終了後、６５
０℃〜８００℃まで急冷し、２〜１５秒空冷後、１０℃
／ｓ以上、３０℃／ｓ以下で冷却し、３００℃以下で巻
き取ることを特徴とする耐食性および疲労特性に優れた
加工用高張力熱延鋼板の製造方法を提供するものであ
る。
【００１４】さらにまた、上記発明において、前記鋼
は、Ｍｏ：０．０５〜０．５０％をさらに含有すること
を特徴とする耐食性および疲労特性に優れた加工用高張
力熱延鋼板の製造方法を提供するものである。
は、Ｍｏ：０．０５〜０．５０％をさらに含有すること
を特徴とする耐食性および疲労特性に優れた加工用高張
力熱延鋼板の製造方法を提供するものである。
【００１５】
【発明の実施の形態】以下、本発明について具体的に説
明する。 １．鋼組成 本発明では、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１５％、Ｓ
ｉ：０．３０〜１．５０％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、
Ｐ：０．０３〜０．１０％、Ｓ：０．０１５％以下で、
かつＣｕ：０．０８〜０．４０％、およびＮｉ：０．０
８〜０．４０％を含有し、さらにＴｉ：０．０３〜０．
１５％、Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、Ｖ：０．０２〜
０．１５％のうち１種または２種以上を含有し、必要に
応じて、さらにＭｏ０．０５〜０．５０％を含有する鋼
を対象とする。このように成分を規定した理由は以下の
通りである。
明する。 １．鋼組成 本発明では、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１５％、Ｓ
ｉ：０．３０〜１．５０％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、
Ｐ：０．０３〜０．１０％、Ｓ：０．０１５％以下で、
かつＣｕ：０．０８〜０．４０％、およびＮｉ：０．０
８〜０．４０％を含有し、さらにＴｉ：０．０３〜０．
１５％、Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、Ｖ：０．０２〜
０．１５％のうち１種または２種以上を含有し、必要に
応じて、さらにＭｏ０．０５〜０．５０％を含有する鋼
を対象とする。このように成分を規定した理由は以下の
通りである。
【００１６】Ｃ： Ｃはマルテンサイト分率の増大を通
して強化作用、疲労亀裂伝播抵抗の増大効果、およびせ
ん断面粗さの低減効果が大きいが、０．０３未満ではマ
ルテンサイトの生成が不足して疲労亀裂伝播抵抗が向上
せず、また０．１５％を超えると加工性が劣化する。し
たがって、Ｃ含有量を０．０３〜０．１５％の範囲とす
る。
して強化作用、疲労亀裂伝播抵抗の増大効果、およびせ
ん断面粗さの低減効果が大きいが、０．０３未満ではマ
ルテンサイトの生成が不足して疲労亀裂伝播抵抗が向上
せず、また０．１５％を超えると加工性が劣化する。し
たがって、Ｃ含有量を０．０３〜０．１５％の範囲とす
る。
【００１７】Ｓｉ： Ｓｉは固溶強化により鋼板全体の
強度を上昇させるとともに、フェライト相の固溶強化に
伴い、鋼板表面粗さが大きくない場合に疲労亀裂発生抵
抗および伝播抵抗を高める効果があり、さらに仕上げ圧
延後の冷却時にフェライトまたはベイナイトの生成を助
長し、これにともなってオーステナイト中のＣ濃度を高
めることで冷却時に生成するマルテンサイトをより硬質
化し、この硬質なマルテンサイトにより疲労亀裂伝播低
抗を高める効果がある。しかし、その含有量が１．５％
を超えるとスケールと地鉄の界面粗さが著しく大きくな
り、この荒れが鋼板表面での切欠き効果となるため十分
な亀裂発生抵抗が得られず、またその含有量が０．３％
未満では固溶強化とマルテンサイトの硬質化による疲労
亀裂発生抵抗および伝播抵抗の効果が十分得られない。
したがって、Ｓｉ含有量を０．３０〜１．５％の範囲と
する。
強度を上昇させるとともに、フェライト相の固溶強化に
伴い、鋼板表面粗さが大きくない場合に疲労亀裂発生抵
抗および伝播抵抗を高める効果があり、さらに仕上げ圧
延後の冷却時にフェライトまたはベイナイトの生成を助
長し、これにともなってオーステナイト中のＣ濃度を高
めることで冷却時に生成するマルテンサイトをより硬質
化し、この硬質なマルテンサイトにより疲労亀裂伝播低
抗を高める効果がある。しかし、その含有量が１．５％
を超えるとスケールと地鉄の界面粗さが著しく大きくな
り、この荒れが鋼板表面での切欠き効果となるため十分
な亀裂発生抵抗が得られず、またその含有量が０．３％
未満では固溶強化とマルテンサイトの硬質化による疲労
亀裂発生抵抗および伝播抵抗の効果が十分得られない。
したがって、Ｓｉ含有量を０．３０〜１．５％の範囲と
する。
【００１８】Ｍｎ： Ｍｎはマルテンサイトの生成を通
して鋼板強度および疲労亀裂伝播抵抗を高める効果があ
る。しかし、その含有量が２．０％を超えるとフェライ
トまたはベイナイト変態が抑制されマルテンサイト分率
が高くなりすぎて強度−伸びバランスを損ない、また
０．５％未満ではマルテンサイト分率が不足して鋼板強
度および疲労亀裂伝播抵抗が不十分となる。したがっ
て、Ｍｎ含有量を０．５〜２．０％の範囲とする。
して鋼板強度および疲労亀裂伝播抵抗を高める効果があ
る。しかし、その含有量が２．０％を超えるとフェライ
トまたはベイナイト変態が抑制されマルテンサイト分率
が高くなりすぎて強度−伸びバランスを損ない、また
０．５％未満ではマルテンサイト分率が不足して鋼板強
度および疲労亀裂伝播抵抗が不十分となる。したがっ
て、Ｍｎ含有量を０．５〜２．０％の範囲とする。
【００１９】Ｐ： Ｐは本発明の中で重要な元素であ
り、スケールと地鉄の界面の粗さを小さくすることで亀
裂発生抵抗を高めるともに、その固溶強化効果によりフ
ェライト相が強化されることで亀裂伝播抵抗が高められ
て、疲労強度の向上に有効である。また、鋼板表面の錆
層を安定させて高耐食性を付与する。しかし、その含有
量が０．１０％を超えると鋼が脆化し、また０．０３％
未満ではスケールと地鉄との界面粗さを小さくする効果
が小さい。したがって、Ｐ含有量を０．０３〜０．１０
％の範囲とする。
り、スケールと地鉄の界面の粗さを小さくすることで亀
裂発生抵抗を高めるともに、その固溶強化効果によりフ
ェライト相が強化されることで亀裂伝播抵抗が高められ
て、疲労強度の向上に有効である。また、鋼板表面の錆
層を安定させて高耐食性を付与する。しかし、その含有
量が０．１０％を超えると鋼が脆化し、また０．０３％
未満ではスケールと地鉄との界面粗さを小さくする効果
が小さい。したがって、Ｐ含有量を０．０３〜０．１０
％の範囲とする。
【００２０】Ｓ： Ｓは加工性を劣化させる。したがっ
て、足廻り部品のプレス成形性を確保するため、その含
有量を０．０１５％以下に規制する。
て、足廻り部品のプレス成形性を確保するため、その含
有量を０．０１５％以下に規制する。
【００２１】Ｃｕ： Ｃｕは鋼板表面の錆層を安定させ
て高耐食性を付与するとともに、フェライト相の固溶強
化により鋼板強度を上昇させ、フエライト相での亀裂発
生抵抗および伝播抵抗を高めることができる。しかし、
０．０８％未満ではその効果が十分得られず、０．４０
％を超えて添加すると、以下に説明するＮｉを添加して
も鋼板の表面品質が低下する。したがって、Ｃｕの含有
量を０．０８〜０．４０％とする。
て高耐食性を付与するとともに、フェライト相の固溶強
化により鋼板強度を上昇させ、フエライト相での亀裂発
生抵抗および伝播抵抗を高めることができる。しかし、
０．０８％未満ではその効果が十分得られず、０．４０
％を超えて添加すると、以下に説明するＮｉを添加して
も鋼板の表面品質が低下する。したがって、Ｃｕの含有
量を０．０８〜０．４０％とする。
【００２２】Ｎｉ： ＮｉはＣｕ添加により発生しやす
くなるスラブ表面の割れを抑制するために必要であり、
Ｃｕと同じ範囲でその効果が発揮され、特にＣｕと同程
度添加することでその効果が高まる。したがって、Ｎｉ
含有量を０．０８〜０．４０％する。
くなるスラブ表面の割れを抑制するために必要であり、
Ｃｕと同じ範囲でその効果が発揮され、特にＣｕと同程
度添加することでその効果が高まる。したがって、Ｎｉ
含有量を０．０８〜０．４０％する。
【００２３】Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ： Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖはいず
れも溶接熱影響部の軟化抵抗を高めるが、Ｔｉでは０．
０３％未満、Ｎｂでは０．０１％未満、Ｖでは０．０２
％未満の場合、その効果が十分得られず、逆にＴｉでは
０．１５％、Ｎｂでは０．１０％、Ｖでは０．１５％を
超えて添加してもその効果が飽和してしまい経済的でな
い。したがって、これら元素をＴｉ：０．０３〜０．１
５％、Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、Ｖ：０．０２〜
０．１５％の範囲とし、これらの１種または２種以上を
含有することとした。
れも溶接熱影響部の軟化抵抗を高めるが、Ｔｉでは０．
０３％未満、Ｎｂでは０．０１％未満、Ｖでは０．０２
％未満の場合、その効果が十分得られず、逆にＴｉでは
０．１５％、Ｎｂでは０．１０％、Ｖでは０．１５％を
超えて添加してもその効果が飽和してしまい経済的でな
い。したがって、これら元素をＴｉ：０．０３〜０．１
５％、Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、Ｖ：０．０２〜
０．１５％の範囲とし、これらの１種または２種以上を
含有することとした。
【００２４】Ｍｏ： Ｍｏはマルテンサイトの生成を助
長して疲労強度を高めるとともに、材料の経年変化によ
り表面粗さが局部的に極端に大きくなることに起因する
鋼板疲労強度の低下を防止する効果があるため、必要に
応じて添加する。しかし、０．０５％未満ではこれらの
効果が十分発揮されず、また０．５０％を超えて添加し
ても効果が飽和し、経済的でない。したがって、Ｍｏを
添加する場合には、その量を０．０５〜０．５０％の範
囲とする。
長して疲労強度を高めるとともに、材料の経年変化によ
り表面粗さが局部的に極端に大きくなることに起因する
鋼板疲労強度の低下を防止する効果があるため、必要に
応じて添加する。しかし、０．０５％未満ではこれらの
効果が十分発揮されず、また０．５０％を超えて添加し
ても効果が飽和し、経済的でない。したがって、Ｍｏを
添加する場合には、その量を０．０５〜０．５０％の範
囲とする。
【００２５】２．鋼組織
本発明の鋼は、マルテンサイトが体積率で３〜３５％存
在し、残部が実質的にフェライトまたはベイナイトであ
る複合組織を有するが、このように限定した理由を以下
に説明する。
在し、残部が実質的にフェライトまたはベイナイトであ
る複合組織を有するが、このように限定した理由を以下
に説明する。
【００２６】マルテンサイトは、鋼の亀裂伝播抵抗を高
め、かつせん断加工時に板厚方向のマルテンサイト／フ
ェライトまたはベイナイト界面が優先的にクラック進展
することでせん断破断面での板厚に平行な層状クラック
を抑制することができることから、端面粗さを低減させ
て打ち抜き端面の亀裂発生抵抗を高めることができる。
しかし、体積率が３％未満では端面粗さを低減する効果
および亀裂伝播抵抗が不十分であり、また３５％を超え
ると強度−伸びバランスが劣化する。したがって、マル
テンサイト体積率を３〜３５％とするとともに、マルテ
ンサイトの残部をフェライトまたはベイナイトとした。
め、かつせん断加工時に板厚方向のマルテンサイト／フ
ェライトまたはベイナイト界面が優先的にクラック進展
することでせん断破断面での板厚に平行な層状クラック
を抑制することができることから、端面粗さを低減させ
て打ち抜き端面の亀裂発生抵抗を高めることができる。
しかし、体積率が３％未満では端面粗さを低減する効果
および亀裂伝播抵抗が不十分であり、また３５％を超え
ると強度−伸びバランスが劣化する。したがって、マル
テンサイト体積率を３〜３５％とするとともに、マルテ
ンサイトの残部をフェライトまたはベイナイトとした。
【００２７】３．製造条件
本発明では、上記組成の鋼に対し、Ａｒ3以上で仕上げ
圧延を終了後、６５０℃〜８００℃まで急冷し、２〜１
５秒空冷後、１０℃／ｓ以上で冷却し、３００℃以下で
巻き取る。以下、このように規定した理由について説明
する。
圧延を終了後、６５０℃〜８００℃まで急冷し、２〜１
５秒空冷後、１０℃／ｓ以上で冷却し、３００℃以下で
巻き取る。以下、このように規定した理由について説明
する。
【００２８】まず、熱間仕上げ圧延温度をＡｒ3以上と
したのは、Ａｒ3未満になるとフェライトの加工組織が
残存し、延性が低下するからである。
したのは、Ａｒ3未満になるとフェライトの加工組織が
残存し、延性が低下するからである。
【００２９】熱延後６５０℃〜８００℃まで急冷し、そ
の後２〜１５秒間空冷するのは、フェライト変態域まで
速く冷却し、フェライトと未変態オーステナイトの分離
を安定化させるためである。冷却温度が６５０℃未満で
はマルテンサイト分率が低下し、強度・延性の低下およ
びせん断端面疲労強度の低下をまねき、８００℃を超え
るとマルテンサイト分率が多くなりすぎ、延性低下をま
ねく。したがって、冷却温度を６５０〜８００℃とし
た。また、空冷時間が２秒未満ではフェライトと未変態
オーステナイトの分離が不十分であり、１５秒を超える
とパーライト変態が起こったり、さらには空冷時間はラ
ンナウトテーブルの長さによっても自ずと制限される。
したがって、空冷時間は２〜１５秒とした。
の後２〜１５秒間空冷するのは、フェライト変態域まで
速く冷却し、フェライトと未変態オーステナイトの分離
を安定化させるためである。冷却温度が６５０℃未満で
はマルテンサイト分率が低下し、強度・延性の低下およ
びせん断端面疲労強度の低下をまねき、８００℃を超え
るとマルテンサイト分率が多くなりすぎ、延性低下をま
ねく。したがって、冷却温度を６５０〜８００℃とし
た。また、空冷時間が２秒未満ではフェライトと未変態
オーステナイトの分離が不十分であり、１５秒を超える
とパーライト変態が起こったり、さらには空冷時間はラ
ンナウトテーブルの長さによっても自ずと制限される。
したがって、空冷時間は２〜１５秒とした。
【００３０】その後の冷却速度は未変態オーステナイト
から硬質なマルテンサイトを得るために制御する必要が
あり、１０℃／ｓ未満の冷却速度ではパーライト変態が
起こるため１０℃／ｓ以上とした。
から硬質なマルテンサイトを得るために制御する必要が
あり、１０℃／ｓ未満の冷却速度ではパーライト変態が
起こるため１０℃／ｓ以上とした。
【００３１】さらに、巻取り温度は硬質なマルテンサイ
トを得るために重要な要素であり、その温度が３００℃
を超えると十分にマルテンサイトが得られず、せん断加
工部の疲労特性が向上しないため、巻取り温度を３００
℃以下とした。
トを得るために重要な要素であり、その温度が３００℃
を超えると十分にマルテンサイトが得られず、せん断加
工部の疲労特性が向上しないため、巻取り温度を３００
℃以下とした。
【００３２】
【実施例】表１に示す化学組成の鋼種Ａ〜Ｓのスラプ
を、表２に示す熱間圧延条件で圧延し、板厚６．０ｍｍ
の熱延鋼板とした。
を、表２に示す熱間圧延条件で圧延し、板厚６．０ｍｍ
の熱延鋼板とした。
【００３３】
【表１】
【００３４】
【表２】
【００３５】各鋼板から、ＪｌＳ５号引張試験片を採取
し、引張試験を行った。また、疲労試験は図１に示すよ
うに平滑およびクリアランス１０％で１０ｍｍφの打抜
き穴を設けた穴付き疲労試験片を用い、応カ比Ｒ＝０．
１、繰り返し周波数２０Ｈｚで実施した。スケールと地
鉄の界面粗さ測定は、鋼板断面を光学顕微鏡によりスケ
ールと地鉄の界面を観察し、この画像を画像処理装置に
取り込み界面粗さをＲｙに換算した。せん断端面粗さは
触針式粗さ計により測定した。マルテンサイト比率はＳ
ＥＭ写真を格子で区切りマルテンサイトがしめる格子点
比率で求めた。また、大気暴露試験も実施し、腐食によ
る重量減少量で評価した。この時、比較鋼の腐食減量を
１００として本発明鋼の腐食減量を示した。さらに入熱
量２．５ｋＪ／ｃｍでアーク溶接継手を作製し、溶接部
近傍の硬度分布も測定した。
し、引張試験を行った。また、疲労試験は図１に示すよ
うに平滑およびクリアランス１０％で１０ｍｍφの打抜
き穴を設けた穴付き疲労試験片を用い、応カ比Ｒ＝０．
１、繰り返し周波数２０Ｈｚで実施した。スケールと地
鉄の界面粗さ測定は、鋼板断面を光学顕微鏡によりスケ
ールと地鉄の界面を観察し、この画像を画像処理装置に
取り込み界面粗さをＲｙに換算した。せん断端面粗さは
触針式粗さ計により測定した。マルテンサイト比率はＳ
ＥＭ写真を格子で区切りマルテンサイトがしめる格子点
比率で求めた。また、大気暴露試験も実施し、腐食によ
る重量減少量で評価した。この時、比較鋼の腐食減量を
１００として本発明鋼の腐食減量を示した。さらに入熱
量２．５ｋＪ／ｃｍでアーク溶接継手を作製し、溶接部
近傍の硬度分布も測定した。
【００３６】表３に引張りおよび疲労試験結果を示す。
加工性を代表する指標としてＴＳ・Ｅｌを、鋼板疲労強
度を示す指標としてσB W／ＴＳを、打抜き加工部の疲労
強度を示す指標としてσH W／σB Wを用いた（ＴＳ：引張
強さ、ＥＬ：伸び、σB W：平滑材疲労強度、σH W：穴付
き材疲労強度）。なお、表３中、ＶfＭはマルテンサイ
ト体積率を示し、ＲyBは鋼板表面粗さ、ＲｙHは打抜き
端面粗さを示す。
加工性を代表する指標としてＴＳ・Ｅｌを、鋼板疲労強
度を示す指標としてσB W／ＴＳを、打抜き加工部の疲労
強度を示す指標としてσH W／σB Wを用いた（ＴＳ：引張
強さ、ＥＬ：伸び、σB W：平滑材疲労強度、σH W：穴付
き材疲労強度）。なお、表３中、ＶfＭはマルテンサイ
ト体積率を示し、ＲyBは鋼板表面粗さ、ＲｙHは打抜き
端面粗さを示す。
【００３７】
【表３】
【００３８】表３に示すように、本発明にて規定する化
学組成範囲および製造条件範囲に含まれる熱延鋼板で
は、ＴＳ・Ｅｌが１８０００以上、σB W／ＴＳが０．８
０以上、σH W／σB Wが０．４０以上の優れた加工性、鋼
板疲労特性およびせん断加工部疲労特性を有しているこ
とがわかる。
学組成範囲および製造条件範囲に含まれる熱延鋼板で
は、ＴＳ・Ｅｌが１８０００以上、σB W／ＴＳが０．８
０以上、σH W／σB Wが０．４０以上の優れた加工性、鋼
板疲労特性およびせん断加工部疲労特性を有しているこ
とがわかる。
【００３９】また、大気暴露試験の結果は、図２に示す
ように、本発明鋼（Ａ，Ｃ，Ｄ，Ｅ，Ｈ）での腐食減量
は、比較鋼（Ｐ）に対して３０％以下となっており、明
らかに良好な耐食性能を有していることがわかる。
ように、本発明鋼（Ａ，Ｃ，Ｄ，Ｅ，Ｈ）での腐食減量
は、比較鋼（Ｐ）に対して３０％以下となっており、明
らかに良好な耐食性能を有していることがわかる。
【００４０】一方、１次冷却温度が高すぎるＮｏ．３、
および空冷時間が不十分なＮｏ．１０、１３、Ｃ量が高
すぎるＮｏ．１８、さらにＭｎ量が高すぎるＮｏ．２１
の熱延鋼板ではマルテンサイト分率が過多となって延性
低下をまねくためＴＳ・Ｅｌが低下した。また、１次冷
却温度が低すぎるＮｏ．５、冷却速度が遅く巻取り温度
が高すぎるＮｏ．７、巻取り温度の高すぎるＮｏ．９、
Ｃ量が低すぎるＮｏ．２４、Ｓｉ量が低いＮｏ．１９で
はマルテンサイト分率が過小またはマルテンサイトが得
られないことからＴＳ・ＥＩが低下する。
および空冷時間が不十分なＮｏ．１０、１３、Ｃ量が高
すぎるＮｏ．１８、さらにＭｎ量が高すぎるＮｏ．２１
の熱延鋼板ではマルテンサイト分率が過多となって延性
低下をまねくためＴＳ・Ｅｌが低下した。また、１次冷
却温度が低すぎるＮｏ．５、冷却速度が遅く巻取り温度
が高すぎるＮｏ．７、巻取り温度の高すぎるＮｏ．９、
Ｃ量が低すぎるＮｏ．２４、Ｓｉ量が低いＮｏ．１９で
はマルテンサイト分率が過小またはマルテンサイトが得
られないことからＴＳ・ＥＩが低下する。
【００４１】Ｓｉが高すぎるＮｏ．２０、Ｐ量が低すぎ
るＮｏ．２２、およびＣｕ量が高すぎるＮｏ．２５で
は、図４に示すように、スケールと地鉄の界面の最大粗
さＲｙが大きく表面性状が劣化するため鋼板疲労強度が
低い。
るＮｏ．２２、およびＣｕ量が高すぎるＮｏ．２５で
は、図４に示すように、スケールと地鉄の界面の最大粗
さＲｙが大きく表面性状が劣化するため鋼板疲労強度が
低い。
【００４２】さらに、マルテンサイト体積率が本発明の
範囲より小さいＮｏ．５、７、９、１３、１９および２
４では端面の劣化によりせん断端面疲労強度が向上しな
い。
範囲より小さいＮｏ．５、７、９、１３、１９および２
４では端面の劣化によりせん断端面疲労強度が向上しな
い。
【００４３】また、Ｔｉ、Ｎｂ、あるいはＶを本発明で
規定する範囲で含有するＮｏ．１５、１７の熱延鋼板で
は、図６に示すように、溶接熱影響部の軟化抵抗が高い
ことが確認された。
規定する範囲で含有するＮｏ．１５、１７の熱延鋼板で
は、図６に示すように、溶接熱影響部の軟化抵抗が高い
ことが確認された。
【００４４】
【発明の効果】以上説明したように、本発明によれば、
鋼組成を特定の範囲に規定し、マルテンサイトが一定分
率で含まれたフェライトまたはベイナイトとマルテンサ
イトとの複合組織とすることにより、耐食性に優れ、か
つせん断端面疲労強度および鋼板疲労強度がともに優れ
た加工用高張力熱延鋼板およびその製造方法が得られ
る。
鋼組成を特定の範囲に規定し、マルテンサイトが一定分
率で含まれたフェライトまたはベイナイトとマルテンサ
イトとの複合組織とすることにより、耐食性に優れ、か
つせん断端面疲労強度および鋼板疲労強度がともに優れ
た加工用高張力熱延鋼板およびその製造方法が得られ
る。
【図面の簡単な説明】
【図１】疲労試験片を示す図。
【図２】大気暴露試験における腐食減量比を本発明鋼と
比較鋼とで比較した結果を示す図。
比較鋼とで比較した結果を示す図。
【図３】マルテンサイト体積率とＴＳ・Ｅｌの値との関
係を示す図。
係を示す図。
【図４】ＲｙBとσB W／ＴＳとの関係を示す図。
【図５】ＲｙHとσH W／σB Wとの関係を示す図。
【図６】溶接中心部からの距離と硬さとの関係を示す
図。
図。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(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
(56)参考文献 特開 平７−18373（ＪＰ，Ａ)
特開 平４−337026（ＪＰ，Ａ)
特開 平９−49026（ＪＰ，Ａ)
特開 平７−278731（ＪＰ，Ａ)
特開 平７−62485（ＪＰ，Ａ)
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
C22C 38/00
C21D 8/04
C21D 9/46
Claims (4)
- 【請求項１】 質量％で、 Ｃ：０．０３〜０．１５％、 Ｓｉ：０．３０〜１．５０％、 Ｍｎ：０．５〜２．０％、 Ｐ：０．０３〜０．１０％、 Ｓ：０．０１５％以下で、かつＣｕ：０．０８〜０．４
０％、および Ｎｉ：０．０８〜０．４０％ を含有し、さらにＴｉ：０．０３〜０．１５％、 Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、 Ｖ：０．０２〜０．１５％のうち１種または２種以上を
含有し、 かつ、マルテンサイトが体積率で３〜３５％存在し、残
部が実質的にフェライトまたはベイナイトである複合組
織であり、引張強さをＴＳ（ＭＰａ）とし、伸びをＥｌ
（％）とした場合に、ＴＳ・Ｅｌが１８０００以上であ
ることを特徴とする耐食性および疲労特性に優れた加工
用高張力熱延鋼板。 - 【請求項２】 Ｍｏ：０．０５〜０．５０％をさらに含
有することを特徴とする請求項１に記載の耐食性および
疲労特性に優れた加工用高張力熱延鋼板。 - 【請求項３】 質量％で、 Ｃ：０．０３〜０．１５％、 Ｓｉ：０．３０〜１．５０％、 Ｍｎ：０．５〜２．０％、 Ｐ：０．０３〜０．１０％、 Ｓ：０．０１５％以下で、かつＣｕ：０．０８〜０．４
０％、および Ｎｉ：０．０８〜０．４０％、 を含有し、さらにＴｉ：０．０３〜０．１５％、 Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、 Ｖ：０．０２〜０．１５％のうち１種または２種以上を
含有する鋼に対し、 Ａｒ３以上で仕上げ圧延を終了後、 ６５０℃〜８００℃まで急冷し、 ２〜１５秒空冷後、１０℃／ｓ以上、３０℃／ｓ以下で
冷却し、 ３００℃以下で巻き取ることを特徴とする耐食性および
疲労特性に優れた加工用高張力熱延鋼板の製造方法。 - 【請求項４】 前記鋼は、Ｍｏ：０．０５〜０．５０％
をさらに含有することを特徴とする請求項３に記載の耐
食性および疲労特性に優れた加工用高張力熱延鋼板の製
造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP36685297A JP3509520B2 (ja) | 1997-12-26 | 1997-12-26 | 耐食性および疲労特性に優れた加工用高張力熱延鋼板およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP36685297A JP3509520B2 (ja) | 1997-12-26 | 1997-12-26 | 耐食性および疲労特性に優れた加工用高張力熱延鋼板およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH11193443A JPH11193443A (ja) | 1999-07-21 |
| JP3509520B2 true JP3509520B2 (ja) | 2004-03-22 |
Family
ID=18487843
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP36685297A Expired - Fee Related JP3509520B2 (ja) | 1997-12-26 | 1997-12-26 | 耐食性および疲労特性に優れた加工用高張力熱延鋼板およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3509520B2 (ja) |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP4543471B2 (ja) * | 2000-01-14 | 2010-09-15 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 板形状および加工性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法 |
| ATE490349T1 (de) | 1999-09-29 | 2010-12-15 | Jfe Steel Corp | Stahlblech und verfahren zu dessen herstellung |
| KR102391652B1 (ko) * | 2020-12-18 | 2022-04-28 | 주식회사 포스코 | 저온인성이 우수한 서브머지드 아크 용접이음부 및 그 제조방법 |
-
1997
- 1997-12-26 JP JP36685297A patent/JP3509520B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH11193443A (ja) | 1999-07-21 |
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