JP3790357B2 - 疲労特性に優れた加工用熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Description
【発明の属する技術分野】
本発明は、疲労特性に優れた加工用熱延鋼板およびその製造方法に関するものであり、特に、自動車の足廻り部品やロードホィール等の耐久性と加工性の両立が求められる素材として好適な疲労特性に優れた加工用熱延鋼板およびその製造方法に関するものである。
【0002】
【従来の技術】
近年、自動車の燃費向上などのために軽量化を目的として、Al合金等の軽金属や高強度鋼板の自動車部材への適用が進められている。ただ、Al合金等の軽金属は、比強度が高いという利点があるものの、鋼に比較して著しく高価であるため、その適用は特殊な用途に限られてきた。より広い範囲で自動車の軽量化を推進するためには、安価な高強度鋼板の適用が強く求められている。一般に、材料は、高強度になるほど延性が低下して加工性(成形性)が悪くなるばかりでなく、切り欠き感受性も高くなる。そのため、複雑な形状をしている自動車の足廻り部品等への高強度鋼板の適用にあたっては、その成形性だけでなく、疲労耐久性も重要な検討課題となる。
【0003】
加工性に優れた高強度熱延鋼板として、特に、低降伏比でかつ延性の優れた高強度鋼板を、フェライトとマルテンサイトを主体とするミクロ組織で得る発明が、例えば、特開昭58−6937号公報や特開昭60−121225号公報等で開示されている。また、特に、伸びフランジ性(穴拡げ性)の優れた高強度鋼板を、フェライトとベイナイトを主体とするミクロ組織で得る発明が、例えば、特開昭57−145965号公報や特開昭61−96057号公報等で開示されている。さらにまた、これらの特性を兼ね備えた高強度鋼板を、フェライト、ベイナイトとマルテンサイトを主体とするミクロ組織で得る発明が、例えば、特開平3−264646号公報や特開平3−277740号公報等で開示されている。
【0004】
また、疲労特性に優れた高強度熱延鋼板としては、特開平4−337026号公報、特開平6−145792号公報、特開平8−60240号公報等で、疲労特性を向上させるために特定の添加元素に注目して、Pの固溶強化および/またはCuの析出強化を利用する発明が開示されている。すなわち、上記の特開平4−337026号公報には、フェライト結晶粒のサイズを最適化し、第二相であるマルテンサイト、ベイナイトおよびオーステナイトの体積分率を最適化して下限界応力拡大係数範囲を高め、Pの固溶強化とCuの析出強化によって疲労限度比を向上させる技術が開示されている。また、特開平6−145792号公報では、ミクロ組織をフェライト、ベイナイトおよびマルテンサイトの三相とし、それぞれの相の体積分率を規定して強度と伸びフランジ性を確保するとともに、Cuの析出強化によって疲労特性を向上させる技術が開示されている。
【0005】
さらに、特開平8−60240号公報では、ミクロ組織をフェライト、ベイナイトおよびマルテンサイトの三相とし、それぞれの相の体積分率を規定して強度延性バランスを確保し、巻取温度を400℃以上としてCuの析出強化によって疲労特性を向上させる技術が開示されている。
一方、特開平2―149646号公報には、残留オーステナイト相の変態誘起塑性を活用して加工性を向上させた鋼板の発明が開示されている。また、特開平2―38523号公報には、Cuの析出強化による高強度化と残留オーステナイトによる延性の向上に関する発明が開示されている。
【0006】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、ロードホィールのディスク等の一部の部品においては、強度−延性バランス等の加工性とともに疲労耐久性が大変に重要であり、上記従来技術では、満足する特性が得られないといわざるを得ない。
すなわち、上記特開平4−337026号公報に記載の発明では、結晶粒界に偏析し粒界脆化を引き起こすPが0.03〜0.15%添加されることが必須であるため、疲労破壊の起点となる粒界破壊が起こった場合、疲労特性が著しく劣化する可能性がある。さらに、同文献には、Pによる粒界脆化等を抑制するBの添加については何も記載されていない。
【0007】
また、上記特開平6−145792号公報に記載の発明では、0.5%〜1.5%のCrの添加量が必須であるため合金コストが上昇してしまう。
さらに、上記特開平8−60240号公報に記載の発明では、巻取温度を400℃以上と規定しているため、強度−延性バランスを向上させるのに十分な量の残留オーステナイトが得られないばかりか、静的強度は上昇させるが疲労限はあまり上昇させないサイズのCuの析出物を生じる恐れがあるため、強度−延性バランスと疲労限度比が十分に得られない。
【0008】
一方、上記特開平2―149646号公報に記載の発明では、疲労特性の向上に効果のあるCuとBの複合添加については全く触れられていない。
また、上記特開平2―38523号公報に記載の発明では、巻き取り終了後の冷却速度については定義されておらず、そのために、巻き取り後にCuの析出が促進されて静的強度が著しく上昇するものの、疲労特性が改善されないサイズのCuの析出物が増大してしまい、疲労限度比が低下してしまう可能性がある。
そこで、本発明は、疲労特性と加工性を両立させるための鋼板特性とその製造方法を明らかにして、上記従来技術の課題を有利に解決できる、疲労特性に優れた加工用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ものである。
【0009】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、現在通常に採用されている連続熱間圧延設備により工業的規模で生産されている熱延鋼板の製造プロセスを念頭において、熱延鋼板の疲労特性と加工性の両立を達成すべく鋭意研究を重ねた。その結果、固溶しているCuもしくはCu単独で構成される粒子サイズが2nm以下のCu析出物が疲労特性向上に非常に有効であり、かつ加工性も損なわないことを見出し、本発明をなしたものである。
【0010】
以下に、本発明に至った基礎研究結果について説明する。
まず、フェライト相におけるCu単独で構成される粒子サイズの疲労特性に及ぼす効果についての調査を行った。そのための供試材は、次のようにして準備した。すなわち、0.12%C−1.35%Si−1.40%Mn−1.0%Cu−0.5%Ni−0.0003%Bに成分調整し溶製した鋳片を850℃で圧延を終了して、730℃まで5秒間空冷した後、380℃まで水冷した後で巻き取った鋼板を100〜600℃で1時間、等温保持した後、炉冷する熱処理を施し、ミクロ組織が、フェライト、ベイナイト、残留オーステナイトを主要構成組織とし、さらに、マルテンサイトを含む複合組織であり、前記残留オーステナイトの体積率は、5%以上、25%以下であり、前記フェライト相におけるCuの存在状態は、固溶状態またはCu単独で構成される粒子の大きさが2nm以下の析出状態である鋼板を得た。
【0011】
これらの鋼板について疲労試験を行った結果を、図1に示す。この結果より、残留オーステナイトの体積率が5%以上、25%以下であって、残部がフェライト、ベイナイト、マルテンサイト相である鋼板において、そのフェライト相におけるCu単独で構成される粒子の平均サイズと疲労限度比には強い相関があり、フェライト相におけるCu単独で構成される粒子の平均サイズが2nm以下で疲労限度比が著しく向上することを新規に知見した。また、熱間圧延条件等を制限することによって、フェライト相におけるCu単独で構成される粒子の平均サイズが2nm以下という鋼板を製造できることも新たに知見した。
【0012】
次に、B元素の疲労特性に及ぼす効果についての調査を行った。そのための供試材は、次のようにして準備した。すなわち、0.12%C−1.35%Si−1.40%Mn−0.5%Ni鋼をベースにして、1.0%のCuを添加した鋼とCuを添加しない鋼に、さらに、B含有濃度を変化させた鋼を成分調整し溶製した鋳片を850℃で圧延を終了して、730℃まで5秒間空冷した後、380℃まで水冷した後で巻き取り、ミクロ組織が、フェライト、ベイナイト、残留オーステナイトを主要構成組織とし、さらに、マルテンサイトを含む複合組織であり、前記残留オーステナイトの体積率は、5%以上、25%以下であり、前記フェライト相におけるCuの存在状態は、Cu単独で構成される粒子の大きさが2nm以下の固溶状態および/または析出状態である鋼板を得た。
【0013】
これらの鋼板について疲労試験を行った結果を、図2に示す。この結果より、1.0%のCuを添加した鋼に限り、B含有濃度と疲労限度比に強い相関があり、さらに、Bの含有濃度が2ppm以上で疲労限度比が著しく向上することを新規に知見した。
なお、引張試験による機械的性質については、JIS Z 2201記載の5号試験片にて、JIS Z 2241記載の試験方法で測定した。また、鋼板の疲労特性は、図3に示すような板厚3.0mm、長さ98mm、幅38mm、最小断面部の幅が20mm、切り欠きの曲率半径が30mmである疲労試験片を用い、完全両振りの平面曲げ疲労試験によって得られた2×106 回での疲労強度σWを鋼板の引張り強さσBで除した値(疲労限度比σW/σB)で評価した。
【0014】
また、フェライト相におけるCu単独で構成される粒子は、供試鋼の1/4厚のところから透過型電子顕微鏡サンプルを採取し、エネルギー分散型X線分光(Energy Dispersive X−ray Spectroscope:EDS)や電子エネルギー損失分光(Electron Energy Loss Spectroscope:EELS)の組成分析機能を加えた、200kVの加速電圧の電界放射型電子銃(Field Emission Gun:FEG)を搭載した透過型電子顕微鏡によって観察した。観察される粒子の組成は上記EDSおよびEELSによりCu単独であることを確認した。また、本発明で規定するフェライト相におけるCu単独で構成される粒子のサイズは、観察される粒子のサイズをそれぞれ測定したもののその一視野での平均の値である。
【0015】
本発明は、上記知見により構成したもので、その要旨は、以下の通りである。
(1)質量%にて、C:0.05〜0.30%、Si:0.1〜2.0%、Mn:0.5〜2.5%、P:≦0.02%、S:≦0.01%、Al:0.005〜0.1%、Cu:0.2〜2.0%、B:0.0002〜0.0020%、を含み、残部がFe及び不可避的不純物からなる鋼であって、そのミクロ組織が、フェライト、ベイナイト、残留オーステナイトを主要構成組織とし、さらに、マルテンサイトを含むこともある複合組織であり、前記残留オーステナイトの体積率は、5%以上、25%以下であり、前記フェライト相におけるCuの存在状態は、固溶状態またはCu単独で構成される粒子の大きさが2nm以下の析出状態であることを特徴とする、疲労特性に優れた加工用熱延鋼板。
【0016】
(2)前記鋼が、さらに、質量%にて、Ni:0.1〜1.0%を含有することを特徴とする、上記(1)に記載の疲労特性に優れた加工用熱延鋼板。
(3)前記鋼が、さらに、質量%にて、Ca:0.005〜0.02%、REM:0.005〜0.2%の一種または二種を含有することを特徴とする、上記(1)または(2)に記載の疲労特性に優れた加工用熱延鋼板。
(4)前記鋼が、さらに、質量%にて、Mo:0.05〜0.2%、V:0.02〜0.2%、Ti:0.01〜0.2%、Nb:0.01〜0.1%、Cr:0.01〜0.3%、Zr:0.02〜0.2%の一種または二種以上を含有することを特徴とする、上記(1)ないし(3)のいずれか1項に記載の疲労特性に優れた加工用熱延鋼板。
【0017】
(5)上記(1)ないし(4)のいずれか1項に記載の成分を有する鋼片の熱間圧延に際し、Ar3 変態点以上で熱間仕上圧延を終了した後、Ar3 変態点からAr1 変態点までの温度域で1〜10秒間空冷し、その後、20℃/s以上の冷却速度で冷却して、350℃超、450℃未満の温度範囲で巻き取り、その後、200℃までの冷却速度を30℃/hr以上とすることを特徴とする、そのミクロ組織が、フェライト、ベイナイト、残留オーステナイトを主要構成組織とし、さらに、マルテンサイトを含むこともある複合組織であり、前記残留オーステナイトの体積率は、5%以上、25%以下であり、前記フェライト相におけるCuの存在状態は、固溶状態またはCu単独で構成される粒子の大きさが2nm以下の析出状態である疲労特性に優れた加工用熱延鋼板の製造方法にある。
【0018】
【発明の実施の形態】
以下、本発明を詳細に説明する。
まず、本発明の鋼板のミクロ組織およびCuの存在状態について説明する。
本発明の鋼板のミクロ組織は、フェライト、ベイナイト、残留オーステナイトを主要構成組織とし、さらに、マルテンサイトを含むこともある複合組織であり、前記残留オーステナイトの体積率は、5%以上、25%以下であり、前記フェライト相におけるCuの存在状態は、固溶状態またはCu単独で構成される粒子の大きさが2nm以下の析出状態である。
【0019】
本発明の複合組織鋼板は、残留オーステナイトが応力誘起マルテンサイト変態による変態誘起塑性(TRansformation Induced Plasticity:以下TRIP)を起こすことによって優れた加工性を発現する。残留オーステナイトの体積率が5%未満では、TRIPが起こったとしてもその絶対量が少ないので優れた加工性を得られず、25%超では残留オーステナイト相のC濃度が低く不安定で変態しやすく、加工性に有効なTRIPが起きない。そのため、残留オーステナイトの体積率は、5%以上、25%以下とする必要がある。ただし、ここで言う残留オーステナイトの体積率とは、鋼板のある断面で観察されたミクロ組織中の残留オーステナイトの面積率で定義されている。
【0020】
これに加えて、本発明の複合組織鋼板では、フェライト相中で固溶しているCuもしくはCu単独で構成される粒子サイズが2nm以下のCu析出物が、加工性の劣化につながる静的強度の上昇をおさえて疲労限のみを上昇させる。ただし、フェライト相におけるCu単独で構成される粒子の大きさが2nm超であると静的強度はCuの析出強化で著しく上昇しかつ、加工性が劣化するばかりでなく、Cuの析出強化では疲労限が静的強度ほど上昇しないので疲労限度比が低下する。そのためフェライト相におけるCu単独で構成される粒子の大きさは、2nm以下とする必要がある。
なお、本発明の鋼板が良好な伸びを有するためには、フェライトの体積率は40%以上が好ましく、マルテンサイトの体積率は5%未満が好ましい。
【0021】
次に、本発明の化学成分の限定理由について説明する。
Cは、0.05%未満であると良好な延性を付与するための十分な残留オーステナイト量を得ることができないので0.05%以上とする。また、0.30%超含有していると加工性及び溶接性が著しく劣化するので、0.30%以下とする。なお、Cが0.20%超含有していると溶接性が劣化し易いので、0.20%以下が好ましい。
【0022】
Siは、フェライト変態の促進とセメンタイトの析出抑制による未変態オーステナイト中のC濃度の上昇を促進し残留オーステナイトを得やすくする効果がある。ただし、0.1%未満では、上記のような効果が失われるので、0.1%以上とする。また、2.0%超添加するとその効果が飽和するので、2.0%以下とする。なお、1.5%以上添加するとスケールにより表面性状が劣化して圧延ままでの疲労特性が低下する恐れがあるので、1.5%未満が好ましい。
【0023】
Mnは、オーステナイトの安定化元素であり目的とする残留オーステナイトを得やすくする効果がある。ただし、その効果を得るためには、0.5%以上必要である。また、2.5%超添加すると上記効果が飽和するだけでなく、溶接性も劣化させるため、2.5%以下とする。
Pは、0.02%超添加すると加工性や溶接性に悪影響を及ぼすだけでなく、粒界に偏析して粒界強度を低下させ粒界脆化を起こすので、0.02%以下とする。
【0024】
Sは、多すぎると熱間圧延時の割れを引き起こすので極力低減させるべきであるが、0.01%以下ならば許容できる範囲である。
Alは、溶鋼脱酸のために0.005%以上添加する必要があるが、あまり多量に添加すると、非金属介在物を増大させ伸びを劣化させるだけでなく、コストの上昇を招くため、その上限を0.1%とする。
【0025】
Cuは、本発明の最も重要な元素の一つであり、固溶もしくは2nm以下の粒子サイズに析出させることにより疲労特性を改善する効果がある。ただし、0.2%未満では、その効果は少なく、2.0%を超えて添加しても効果が飽和するので、0.2〜2.0%と添加範囲を限定する。
Bは、本発明の最も重要な元素の一つであり、Cuと複合添加されることによって疲労限を上昇させる効果がある。ただし0.0002%未満ではその効果を得るために不十分であり、0.0020%超添加するとスラブ割れが起こる。よってBの添加量は、0.0002%以上0.0020%以下とする。
【0026】
Niは、フェライトの生成を促進する元素であると共に、Cu含有による熱間脆性を防止するために添加する。ただし、0.1未満ではその効果が少なく、1.0%を超えて添加してもその効果が飽和するので、0.1〜1.0%とする。
CaおよびREMは、破壊の起点となったり、加工性を劣化させる非金属介在物の形態を変化させて無害化する元素である。ただし、0.005%未満添加してもその効果がなく、Caならば0.02%超、REMならば0.2%超添加してもその効果が飽和するのでCa:0.005〜0.02%、REM:0.005〜0.2%とする。
【0027】
以上を基本成分とするが、強度を付与するために、以下のMo、V、Ti、Nb、Cr、Zrの析出強化もしくは固溶強化元素の一種または二種以上を添加しても良い。ただし、それぞれ、0.05%、0.02%、0.01%、0.01%、0.01%、0.02%未満ではその効果を得ることができない。またそれぞれ、0.2%、0.2%、0.2%、0.1%、0.3%、0.2%を超え添加してもその効果は飽和する。
【0028】
最後に、本発明の製造方法の限定理由について、以下に詳細に述べる
本発明は、所定の成分含有量になるように成分調整した溶鋼を鋳込むことによって得たスラブを、高温鋳片のまま熱間圧延機に直送してもよいし、室温まで冷却後に加熱炉にて再加熱した後に熱間圧延してもよい。再加熱温度については特に制限はないが、1350℃以上であると、スケールオフ量が多量になり歩留まりが低下するので、再加熱温度は1350℃未満が望ましい。熱間圧延工程は、仕上げ圧延終了温度(FT)がAr3 点以上の温度域である必要がある。これは、熱間圧延中に圧延温度がAr3 点を切るとフェライト粒にひずみが残留して延性が低下するためである。
【0029】
仕上げ圧延を終了した後の冷却は、まず、Ar3 点未満、Ar1 点以上の温度域(フェライトとオーステナイトの二相域)で1〜10秒間空冷する。ここでの空冷は、二相域でフェライト変態を促進させるために行うが、1秒未満では、二相域におけるフェライト変態が不十分で未変態オーステナイト中へのCの濃化が十分でないため、巻き取り後のミクロ組織において十分な残留オーステナイトが得られない。また、10秒超では、圧延速度が低下し、操業上の支障をきたす。
【0030】
次に、その温度域から巻取温度(CT)までは20℃/s以上の冷却速度で冷却するが、20℃/s未満の冷却速度では、パーライトが生成してしまい目的とするミクロ組織が得られない。巻取温度は、450℃以上では、ベイナイト変態が進行しすぎて目的とする量の残留オーステナイトが得られないばかりか、フェライト相におけるCu単独で構成される粒子の大きさが2nm超の大きさに成長するために静的強度はCuの析出強化で著しく上昇して加工性が劣化するばかりでなく、Cuの析出強化では疲労限が静的強度ほど上昇しないので疲労限度比が低下してしまう可能性がある。また、巻取温度が350℃未満では、マルテンサイトが多量に生成して目的とする量の残留オーステナイトが得られないため延性が劣化する。そのため、巻取温度の範囲は、350℃超、450℃未満とする。
【0031】
さらに、巻き取り後の冷却速度は、200℃までを30℃/hr以上とする必要がある。これは、巻き取り後の冷却速度が30℃/hr未満であるとフェライト相におけるCu単独で構成される粒子の大きさが2nm超の大きさに成長するために静的強度はCuの析出強化で著しく上昇して加工性が劣化するばかりでなく、Cuの析出強化では疲労限が静的強度ほど上昇しないので疲労限度比が低下してしまう可能性があるためである。ただし、200℃未満ではCuの拡散がほとんど起こらないため、フェライト相におけるCu単独で構成される粒子の成長が起こらないので、200℃未満の温度域での冷却速度は限定しない。以上の理由で、本発明では、巻き取り後の冷却速度は、200℃までを30℃/hr以上とする。
【0032】
【実施例】
以下に、実施例により本発明をさらに説明する。
表1に示す化学成分を有するA〜Xの鋼は、転炉にて溶製して、連続鋳造後、表2に示す加熱温度(SRT)、仕上温度(FT)で1.2〜5.4mmの板厚に圧延した後、同じく表2に示す空冷時間、冷却速度(CR)、巻取温度(CT)で巻き取った。なお、表中の化学組成についての表示は質量%である。
このようにして得られた熱延板の引張試験は、供試材を、まず、JIS Z 2201記載の5号試験片に加工し、JIS Z 2241記載の試験方法に従って行った。表2にその試験結果を示す。
【0033】
【表1】
【0034】
【表2】
【0035】
また、さらに図3に示すような板厚3.0mm、長さ98mm、幅38mm、最小断面部の幅が20mm、切り欠きの曲率半径が30mmである平面曲げ疲労試験片にて、完全両振りの平面曲げ疲労試験を行った。鋼板の疲労特性は、2×106 回での疲労強度σWを鋼板の引っ張り強さσBで除した値(疲労限度比σW/σB)で評価した。
【0036】
フェライト相におけるCu単独で構成される粒子は、供試鋼の1/4厚のところから透過型電子顕微鏡サンプルを採取し、エネルギー分散型X線分光(EDS)や電子エネルギー損失分光(EELS)の組成分析機能を加えた、200kVの加速電圧の電界放射型電子銃(FEG)を搭載した透過型電子顕微鏡によって観察した。観察される粒子の組成は、上記EDSおよびEELSによりCu単独であることを確認した。また、本発明で規定するフェライト相におけるCu単独で構成される粒子のサイズは、観察される粒子のサイズをそれぞれ測定したもののその一視野での平均の値である。
【0037】
本発明に沿うものは、鋼A−1、B−1、C−1、E−1、G−1、H−1、I−1、J−1、L−1、N−1,P−1、R−1、S−1、U−1、V−1、W−1、X−1の17鋼であり、残留オーステナイトの体積率(SγR)が5%以上で強度−延性バランス(σB×El)に優れ、且つフェライト相におけるCu単独で構成される粒子の大きさ(dCu)が2nm以下である疲労限度比が高い、疲労特性に優れた加工用熱延鋼板が得られている。
【0038】
上記以外の鋼は、以下の理由によって本発明の範囲外である。
鋼A−2は、熱間圧延後の巻取温度(CT)が本発明範囲より低く、従って、微細な炭化物が析出してしまい目的とする量の残留オーステナイトが得られないため、残留オーステナイトの体積率(SγR)が本発明の範囲外であるので、加工性の指標である強度−延性バランス(σB×El)が十分ではない。
鋼A−3は、熱間圧延後の巻取温度(CT)が本発明範囲より高いので、残留したオーステナイトがパーライトに分解してしまうばかりか、フェライト相におけるCuの析出物の大きさが2nm超の大きさに成長するために静的強度がCuの析出強化で著しく上昇して加工性が劣化するばかりでなく、Cuの析出強化では疲労限が静的強度ほど上昇しない。従って、加工性の指標である強度−延性バランス(σB×El)が十分ではなく、また、十分な疲労限度比(σW/σB)が得られていない。
【0039】
鋼D−1は、Siの含有量が本発明範囲より多いので、スケールにより表面性状が劣化して十分な疲労限度比(σW/σB)が得られていない。
鋼F−1は、疲労特性を改善する効果があるCuの含有量が本発明範囲より少ないので十分な疲労限度比(σW/σB)が得られていない。
鋼J−2は、仕上温度(FT)が本発明範囲より低いので、フェライト粒にひずみが残留して延性が低下する。従って、優れた強度−延性バランス(σB×El)を有していない。
【0040】
鋼J−3は、空冷時間が本発明範囲より短いので、フェライト変態が不十分で未変態オーステナイト中へのCの濃化が十分でないため、巻き取り後のミクロ組織において十分な残留オーステナイトが得られず残留オーステナイトの体積率(SγR)が本発明の範囲外であるので、加工性の指標である強度−延性バランス(σB×El)が十分ではない。
鋼J−4は、空冷後の冷却速度(CR)が本発明範囲より遅いので、パーライト変態のノーズにかかりミクロ組織中にパーライトが混入する。従って、残留オーステナイトの体積率(SγR)が本発明の範囲外であるため加工性の指標である強度−延性バランス(σB×El)が十分ではない。
【0041】
K−1は、良好な延性を付与するための十分な残留オーステナイト量を得るのに不可欠な元素であるCの含有量が本発明範囲より少ないため、残留オーステナイトの体積率(SγR)が本発明の範囲外であるので、加工性の指標である強度−延性バランス(σB×El)が十分ではない。
鋼M−1は、フェライト変態の促進とセメンタイトの析出抑制による未変態オーステナイト中のC濃度上昇の促進の効果があるSiの含有量が本発明範囲より少ないので、残留オーステナイトの体積率(SγR)が本発明の範囲外であるため加工性の指標である強度−延性バランス(σB×El)が十分ではない。
【0042】
鋼O−1は、粒界に偏析して粒界強度を低下させるPの含有量が本発明範囲より多いので、十分な疲労限度比(σW/σB)が得られていない。
鋼Q−1は、オーステナイトの安定化元素であり目的とする残留オーステナイトを得やすくする効果があるMnの含有量が本発明範囲より少ないので、残留オーステナイトの体積率(SγR)が本発明の範囲外となり加工性の指標である強度−延性バランス(σB×El)が十分ではない。
鋼T−1は、Cuと複合添加されることによって疲労限を上昇させる効果があるBの含有量が本発明範囲より少ないので十分な疲労限度比(σW/σB)が得られていない。
【0043】
【発明の効果】
以上詳述したように、本発明は、疲労特性に優れた加工用熱延鋼板およびその製造方法を提供するものであり、これらの熱延鋼板を用いることにより、強度−延性バランスを十分に確保しつつ疲労特性の大幅な改善が期待できるため、本発明は、工業的価値が高い発明であると言える。
【図面の簡単な説明】
【図1】本発明に至る予備実験の結果を、Cu単独で構成される粒子の大きさと疲労限度比の関係で示す図である。
【図2】本発明に至る予備実験の結果を、Bの添加量と疲労限度比の関係で示す図である。
【図3】疲労試験片の形状を説明する図である。
Claims (5)
- 質量%にて、
C:0.05〜0.30%、
Si:0.1〜2.0%、
Mn:0.5〜2.5%、
P:≦0.02%、
S:≦0.01%、
Al:0.005〜0.1%、
Cu:0.2〜2.0%、
B:0.0002〜0.0020%、
を含み、残部がFe及び不可避的不純物からなる鋼であって、そのミクロ組織が、フェライト、ベイナイト、残留オーステナイトを主要構成組織とし、さらに、マルテンサイトを含むこともある複合組織であり、前記残留オーステナイトの体積率は、5%以上、25%以下であり、前記フェライト相におけるCuの存在状態は、固溶状態またはCu単独で構成される粒子の大きさが2nm以下の析出状態であることを特徴とする、疲労特性に優れた加工用熱延鋼板。 - 前記鋼が、さらに、質量%にて、
Ni:0.1〜1.0%
を含有することを特徴とする、請求項1に記載の疲労特性に優れた加工用熱延鋼板。 - 前記鋼が、さらに、質量%にて、
Ca:0.005〜0.02%、
REM:0.005〜0.2%
の一種または二種を含有することを特徴とする、請求項1または請求項2に記載の疲労特性に優れた加工用熱延鋼板。 - 前記鋼が、さらに、質量%にて、
Mo:0.05〜0.2%、
V:0.02〜0.2%、
Ti:0.01〜0.2%、
Nb:0.01〜0.1%、
Cr:0.01〜0.3%、
Zr:0.02〜0.2%
の一種または二種以上を含有することを特徴とする、請求項1ないし請求項3のいずれか1項に記載の疲労特性に優れた加工用熱延鋼板。 - 請求項1ないし請求項4のいずれか1項に記載の成分を有する鋼片の熱間圧延に際し、Ar3 変態点以上で熱間仕上圧延を終了した後、Ar3 変態点からAr1 変態点までの温度域で1〜10秒間空冷し、その後、20℃/s以上の冷却速度で冷却して、350℃超、450℃未満の温度範囲で巻き取り、その後、200℃までの冷却速度を30℃/hr以上とすることを特徴とする、そのミクロ組織が、フェライト、ベイナイト、残留オーステナイトを主要構成組織とし、さらに、マルテンサイトを含むこともある複合組織であり、前記残留オーステナイトの体積率は、5%以上、25%以下であり、前記フェライト相におけるCuの存在状態は、固溶状態またはCu単独で構成される粒子の大きさが2nm以下の析出状態である疲労特性に優れた加工用熱延鋼板の製造方法。
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