JPH06136438A - 冷間加工性及び疲労特性の優れた熱延鋼板の製造方法 - Google Patents
冷間加工性及び疲労特性の優れた熱延鋼板の製造方法Info
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- JPH06136438A JPH06136438A JP4309586A JP30958692A JPH06136438A JP H06136438 A JPH06136438 A JP H06136438A JP 4309586 A JP4309586 A JP 4309586A JP 30958692 A JP30958692 A JP 30958692A JP H06136438 A JPH06136438 A JP H06136438A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 冷間加工段階では加工性を確保し、加工後の
熱処理によって高強度で優れた疲労特性を具備した熱延
鋼板の製造方法を提供する。 【構成】 Ｃ:０.００１〜０.０３０％、Ｓi:０.５０％
以下、Ｍn:０.０１〜１.０％、Ｐ:０.１０％以下、Ｓ:
０.０３０％以下、solＡl:０.０１０〜０.１０％、Ｃu:
０.８０〜２.０％、Ｎi:０.５０〜１.５％、Ｎ:０.００
５％以下を含有し、かつ、Ｃ／Ｃu≦０.０２を満足し、
必要に応じて更に、Ｎb:０.０１０〜０.１０％、Ｃa:
０.０１０％以下、ＲＥＴ:０.０１０％以下のうちの１
種又は２種以上を含有し、残部がＦe及び不可避的不純
物からなる鋼の連続鋳造又は造塊スラブの熱間圧延に際
し、Ａr3点以上の温度で仕上圧延を行い、その後２０℃
／sec以上の冷却速度で冷却した後、３００〜４５０℃
の温度において巻取ることを特徴としている。更に軟窒
化処理後の疲労特性、靭性においても著しく優れてい
る。
熱処理によって高強度で優れた疲労特性を具備した熱延
鋼板の製造方法を提供する。 【構成】 Ｃ:０.００１〜０.０３０％、Ｓi:０.５０％
以下、Ｍn:０.０１〜１.０％、Ｐ:０.１０％以下、Ｓ:
０.０３０％以下、solＡl:０.０１０〜０.１０％、Ｃu:
０.８０〜２.０％、Ｎi:０.５０〜１.５％、Ｎ:０.００
５％以下を含有し、かつ、Ｃ／Ｃu≦０.０２を満足し、
必要に応じて更に、Ｎb:０.０１０〜０.１０％、Ｃa:
０.０１０％以下、ＲＥＴ:０.０１０％以下のうちの１
種又は２種以上を含有し、残部がＦe及び不可避的不純
物からなる鋼の連続鋳造又は造塊スラブの熱間圧延に際
し、Ａr3点以上の温度で仕上圧延を行い、その後２０℃
／sec以上の冷却速度で冷却した後、３００〜４５０℃
の温度において巻取ることを特徴としている。更に軟窒
化処理後の疲労特性、靭性においても著しく優れてい
る。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、冷間加工性及び疲労特
性に優れた熱間鋼板の製造方法に関するものであり、更
に詳しくは、冷間加工の段階では加工性(伸びフランジ
性)に優れていて、加工後の熱処理によって高強度、高
疲労特性、高靭性を有する熱延鋼板の製造方法に関する
ものである。
性に優れた熱間鋼板の製造方法に関するものであり、更
に詳しくは、冷間加工の段階では加工性(伸びフランジ
性)に優れていて、加工後の熱処理によって高強度、高
疲労特性、高靭性を有する熱延鋼板の製造方法に関する
ものである。
【０００２】
【従来の技術及び発明が解決しようとする課題】熱延鋼
板は自動車用部材、産業用機材用、構造用部材として広
く用いられてきたが、近年、自動車業界を始めとして軽
量化による燃費向上を図るために使用部材の薄肉化から
高張力鋼板が用いられるようになった。これらの部材は
プレス成形される物が多く、したがって、加工性の高い
熱延高張力鋼板が要求されるようになった。
板は自動車用部材、産業用機材用、構造用部材として広
く用いられてきたが、近年、自動車業界を始めとして軽
量化による燃費向上を図るために使用部材の薄肉化から
高張力鋼板が用いられるようになった。これらの部材は
プレス成形される物が多く、したがって、加工性の高い
熱延高張力鋼板が要求されるようになった。
【０００３】一般に高強度化のためにＭn、Ｓi、Ｐ等の
固溶体元素を添加したり、Ｔi、Ｎbの炭化物による析出
強化を活用して高張力鋼板を製造されるのが通常であっ
た。しかし、この高張力鋼板では、高強度化に伴い加工
性が劣化し、強度と加工性を両立させることは、通常困
難であるという問題がある。
固溶体元素を添加したり、Ｔi、Ｎbの炭化物による析出
強化を活用して高張力鋼板を製造されるのが通常であっ
た。しかし、この高張力鋼板では、高強度化に伴い加工
性が劣化し、強度と加工性を両立させることは、通常困
難であるという問題がある。
【０００４】また、自動車駆動伝達部品の中で、強度、
疲労特性、靭性、摩耗性等を要求される部品は、プレス
成形後、軟窒化処理を施して最終部品としていた。この
場合、熱処理によって軟化し、得られる強度が十分でな
く、また、疲労強度も低下する。このような欠点を補う
ために板厚を増大していたためにコストアップとなって
いた。
疲労特性、靭性、摩耗性等を要求される部品は、プレス
成形後、軟窒化処理を施して最終部品としていた。この
場合、熱処理によって軟化し、得られる強度が十分でな
く、また、疲労強度も低下する。このような欠点を補う
ために板厚を増大していたためにコストアップとなって
いた。
【０００５】加工性と同時に加工後の熱処理によって強
度を確保する技術が、例えば、特開平２−２９０９１８
公報に提案されているが、この鋼板では、微量のＴiが
添加されているが、軟窒化処理を施した場合に延性、靭
性が著しく低下する問題がある。
度を確保する技術が、例えば、特開平２−２９０９１８
公報に提案されているが、この鋼板では、微量のＴiが
添加されているが、軟窒化処理を施した場合に延性、靭
性が著しく低下する問題がある。
【０００６】本発明の目的は、上記要請に応えるべくな
されたものであって、冷間加工段階では加工性を確保
し、加工後の熱処理によって高強度で優れた疲労特性を
具備した熱延鋼板の製造方法を提供することにある。
されたものであって、冷間加工段階では加工性を確保
し、加工後の熱処理によって高強度で優れた疲労特性を
具備した熱延鋼板の製造方法を提供することにある。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明者は、上述の従来
法における問題を解決するために鋭意研究した結果、鋼
の化学成分を適切に選択すると共に、その製造条件を工
夫特定することにより、冷間加工段階では成形性を確保
し、成形後の熱処理によって高強度で疲労特性及び靭性
の優れた熱間鋼板を製造し得る方法を開発したものであ
る。
法における問題を解決するために鋭意研究した結果、鋼
の化学成分を適切に選択すると共に、その製造条件を工
夫特定することにより、冷間加工段階では成形性を確保
し、成形後の熱処理によって高強度で疲労特性及び靭性
の優れた熱間鋼板を製造し得る方法を開発したものであ
る。
【０００８】すなわち、本発明は、Ｃ:０.００１〜０.
０３０％、Ｓi:０.５０％以下、Ｍn:０.０１〜１.０
％、Ｐ:０.１０％以下、Ｓ:０.０３０％以下、solＡl:
０.０１０〜０.１０％、Ｃu:０.８０〜２.０％、Ｎi:
０.５０〜１.５％、Ｎ:０.００５％以下を含有し、か
つ、Ｃ／Ｃu≦０.０２を満足し、必要に応じて更に、Ｎ
b:０.０１０〜０.１０％、Ｃa:０.０１０％以下、ＲＥ
Ｔ:０.０１０％以下のうちの１種又は２種以上を含有
し、残部がＦe及び不可避的不純物からなる鋼の連続鋳
造又は造塊スラブの熱間圧延に際し、Ａr3点以上の温度
で仕上圧延を行い、その後２０℃／sec以上の冷却速度
で冷却した後、３００〜４５０℃の温度において巻取る
ことを特徴とする冷間加工性及び疲労特性の優れた熱延
鋼板の製造方法を要旨とするものである。
０３０％、Ｓi:０.５０％以下、Ｍn:０.０１〜１.０
％、Ｐ:０.１０％以下、Ｓ:０.０３０％以下、solＡl:
０.０１０〜０.１０％、Ｃu:０.８０〜２.０％、Ｎi:
０.５０〜１.５％、Ｎ:０.００５％以下を含有し、か
つ、Ｃ／Ｃu≦０.０２を満足し、必要に応じて更に、Ｎ
b:０.０１０〜０.１０％、Ｃa:０.０１０％以下、ＲＥ
Ｔ:０.０１０％以下のうちの１種又は２種以上を含有
し、残部がＦe及び不可避的不純物からなる鋼の連続鋳
造又は造塊スラブの熱間圧延に際し、Ａr3点以上の温度
で仕上圧延を行い、その後２０℃／sec以上の冷却速度
で冷却した後、３００〜４５０℃の温度において巻取る
ことを特徴とする冷間加工性及び疲労特性の優れた熱延
鋼板の製造方法を要旨とするものである。
【０００９】以下に本発明を更に詳述する。
【００１０】
【００１１】まず、本発明における鋼の化学成分の限定
理由を説明する。
理由を説明する。
【００１２】Ｃ：Ｃは本発明において重要な元素であ
り、冷間加工性には含有量は少ない程好ましく、０.０
３％以下とする。しかし、鋼板の強度を高めるために有
効な元素であり、０.００１％以上が必要である。よっ
て、Ｃ含有量は０.００１〜０.０３％とする。
り、冷間加工性には含有量は少ない程好ましく、０.０
３％以下とする。しかし、鋼板の強度を高めるために有
効な元素であり、０.００１％以上が必要である。よっ
て、Ｃ含有量は０.００１〜０.０３％とする。
【００１３】Ｓi：Ｓiは製鋼時の脱酸に必要な元素であ
ると共に全伸びを損なうことなく引張強度を確保するの
に容易な元素であるが、あまり多いと熱間圧延における
赤スケール発生により表面性状を損なうようになる。よ
って、Ｓi含有量は０.５０％以下とする。
ると共に全伸びを損なうことなく引張強度を確保するの
に容易な元素であるが、あまり多いと熱間圧延における
赤スケール発生により表面性状を損なうようになる。よ
って、Ｓi含有量は０.５０％以下とする。
【００１４】Ｍn：Ｍnは鋼板の強度及び熱間圧延性を確
保するのに必要な元素であり、含有量が０.１０％より
低すぎると熱間圧延が困難となる。一方、含有量が多く
なるとＭn偏析により冷間加工性、溶接性を劣化させ
る。よって、Ｍn含有量は０.１０〜１.０％とする。
保するのに必要な元素であり、含有量が０.１０％より
低すぎると熱間圧延が困難となる。一方、含有量が多く
なるとＭn偏析により冷間加工性、溶接性を劣化させ
る。よって、Ｍn含有量は０.１０〜１.０％とする。
【００１５】Ｐ：Ｐは鋼板の強度を高める元素で、この
目的のためには必要に応じて添加すれば良い。また、Ｐ
の含有はＣuと同様に疲労性を高める効果がある。しか
し、多いと加工脆化や溶接性に悪影響を及ぼす。よっ
て、Ｐの含有量は０.１０％以下とする。
目的のためには必要に応じて添加すれば良い。また、Ｐ
の含有はＣuと同様に疲労性を高める効果がある。しか
し、多いと加工脆化や溶接性に悪影響を及ぼす。よっ
て、Ｐの含有量は０.１０％以下とする。
【００１６】Ｓ：Ｓは、鋼板の冷間加工性を高めるため
には、含有量は低い程好ましい。よって、Ｓの含有量は
０.０３％以下とする。
には、含有量は低い程好ましい。よって、Ｓの含有量は
０.０３％以下とする。
【００１７】Ａl：Ａlは鋼の脱酸剤として必要な元素で
あるが、含有量が多すぎるとアルミナ系介在物が多くな
り、加工性を劣化させる。よって、solＡlの含有量は
０.１％以下とする。
あるが、含有量が多すぎるとアルミナ系介在物が多くな
り、加工性を劣化させる。よって、solＡlの含有量は
０.１％以下とする。
【００１８】Ｃu：ＣuはＣと同様に本発明において重要
な元素であり、熱延まま及び熱処理後の疲労特性を向上
させる。更に、冷間加工の段階ではＣuを固溶状態にし
ておき、冷間加工後の熱処理において析出させて強度を
上昇させる作用を有している。しかし、含有量が０.８
０％未満では熱処理後の強度が十分に得ることができな
い。また、含有量が２.０％を超えると熱間圧延時に割
れを生じ易くなる。更に、冷間加工性を阻害する。よっ
て、Ｃu含有量は０.８０〜２.０％とする。
な元素であり、熱延まま及び熱処理後の疲労特性を向上
させる。更に、冷間加工の段階ではＣuを固溶状態にし
ておき、冷間加工後の熱処理において析出させて強度を
上昇させる作用を有している。しかし、含有量が０.８
０％未満では熱処理後の強度が十分に得ることができな
い。また、含有量が２.０％を超えると熱間圧延時に割
れを生じ易くなる。更に、冷間加工性を阻害する。よっ
て、Ｃu含有量は０.８０〜２.０％とする。
【００１９】Ｎi：ＮiはＣ及びＣuと同様に本発明にお
いて重要な元素であり、Ｃuの含有に伴う熱間脆性を防
止する効果がある。更に、窒化処理において延性、靭性
を向上させる。そのためには少なくとも０.５０％が必
要であるが、１.５％より多量に含有しても効果は飽和
してしまい、経済的に不利となる。よって、Ｎi含有量
は０.５０〜１.５％とする。
いて重要な元素であり、Ｃuの含有に伴う熱間脆性を防
止する効果がある。更に、窒化処理において延性、靭性
を向上させる。そのためには少なくとも０.５０％が必
要であるが、１.５％より多量に含有しても効果は飽和
してしまい、経済的に不利となる。よって、Ｎi含有量
は０.５０〜１.５％とする。
【００２０】Ｎ：Ｎは固溶状態で存在し、含有量が多い
ほど歪時効を生じ、加工性、靭性を劣化させるので少な
い方が好ましい。よって、Ｎ含有量は０.００５％以下
とする。
ほど歪時効を生じ、加工性、靭性を劣化させるので少な
い方が好ましい。よって、Ｎ含有量は０.００５％以下
とする。
【００２１】更に、本発明においては、上記成分以外に
以下の成分の１種又は２種以上を適量にて含有させるこ
とができる。
以下の成分の１種又は２種以上を適量にて含有させるこ
とができる。
【００２２】Ｎb：Ｎbは炭窒化物形成元素であり、析出
により鋼板の強度を増加する作用がある。しかし、含有
量が０.０１０％未満では上記作用による効果は少な
く、また、０.１０％を超えて含有してもその効果は飽
和してしまう。よって、Ｎb含有量は０.０１０〜０.１
０％とする。
により鋼板の強度を増加する作用がある。しかし、含有
量が０.０１０％未満では上記作用による効果は少な
く、また、０.１０％を超えて含有してもその効果は飽
和してしまう。よって、Ｎb含有量は０.０１０〜０.１
０％とする。
【００２３】Ｃa、ＲＥＭ：Ｃa、ＲＥＭは非金属介在物
の形態を変えて加工性を向上させる元素であるが、それ
ぞれ含有量が０.０１０％を超えると鋼中の非金属介在
物が多くなりすぎて冷間加工性に悪影響を及ぼす。よっ
て、Ｃaの含有量は０.０１０％以下、ＲＥＭ含有量は
０.０１０％以下とする。
の形態を変えて加工性を向上させる元素であるが、それ
ぞれ含有量が０.０１０％を超えると鋼中の非金属介在
物が多くなりすぎて冷間加工性に悪影響を及ぼす。よっ
て、Ｃaの含有量は０.０１０％以下、ＲＥＭ含有量は
０.０１０％以下とする。
【００２４】Ｃ／Ｃu：本発明においてＣ／Ｃu≦０.０
２の規制は穴拡げ率(伸びフランジ性)との関係で重要で
あり、以下の実験により得た知見に基づくものである。
２の規制は穴拡げ率(伸びフランジ性)との関係で重要で
あり、以下の実験により得た知見に基づくものである。
【００２５】すなわち、Ｃ:０.００１〜０.０５％、Ｓ
i:０.０１％、Ｍn:０.２３％、Ｐ:０.０１０％、Ｓ:０.
００５％、solＡl:０.０３４％、Ｃu:１.５０％、Ｎi:
０.８７％、Ｎ:０.００３５％を含む鋼を溶製し、熱間
仕上温度８９０〜９１０℃、冷却速度４０℃／sec、巻
取温度４２５℃の条件で３.５mm厚の熱間圧延鋼板を製
造した。図１に穴拡げ率(伸びフランジ性)とＣ／Ｃuの
関係を示す。この図１から穴拡げ率はＣ含有量とＣu含
有量との比(Ｃ／Ｃu)と密接な関係にあることが明らか
となり、Ｃ／Ｃu≦０.０２において穴拡げ率が高位に優
れている。
i:０.０１％、Ｍn:０.２３％、Ｐ:０.０１０％、Ｓ:０.
００５％、solＡl:０.０３４％、Ｃu:１.５０％、Ｎi:
０.８７％、Ｎ:０.００３５％を含む鋼を溶製し、熱間
仕上温度８９０〜９１０℃、冷却速度４０℃／sec、巻
取温度４２５℃の条件で３.５mm厚の熱間圧延鋼板を製
造した。図１に穴拡げ率(伸びフランジ性)とＣ／Ｃuの
関係を示す。この図１から穴拡げ率はＣ含有量とＣu含
有量との比(Ｃ／Ｃu)と密接な関係にあることが明らか
となり、Ｃ／Ｃu≦０.０２において穴拡げ率が高位に優
れている。
【００２６】次に本発明の製造条件について説明する。
【００２７】上記鋼の熱間圧延は直送スラブ又は再加熱
スラブの何れを用いても問題はないが、仕上圧延温度が
Ａr3点未満であると変態して生成したフェライト粒が残
存し、加工組織となり、熱間圧延後の鋼板を加工する際
に加工性が劣化する。したがって、仕上温度はＡr3点以
上とする。
スラブの何れを用いても問題はないが、仕上圧延温度が
Ａr3点未満であると変態して生成したフェライト粒が残
存し、加工組織となり、熱間圧延後の鋼板を加工する際
に加工性が劣化する。したがって、仕上温度はＡr3点以
上とする。
【００２８】熱間圧延後の冷却速度は、結晶粒度を適正
に保つために、平均冷却速度２０℃／sec以上とする。
２０℃／sec未満では、徐冷となり、結晶粒の粗大化及
びＰの偏析が生じ易くなる。冷却速度の上限は特に規定
しないが、６０℃／sec以下が望ましい。
に保つために、平均冷却速度２０℃／sec以上とする。
２０℃／sec未満では、徐冷となり、結晶粒の粗大化及
びＰの偏析が生じ易くなる。冷却速度の上限は特に規定
しないが、６０℃／sec以下が望ましい。
【００２９】冷却後巻取るが、巻取温度はＣuを固溶状
態で存在させるために低温での巻取りが好ましいが、焼
入性元素であるＣu、Ｎiを含有していて硬化し、加工性
に悪影響を及ぼすので、その下限を３００℃とする。一
方、４５０℃を超えるとＣuの析出に伴い強度が上昇
し、延性が劣化するので加工性の低下となる。また、熱
処理後の強度上昇が得られない。よって、巻取温度は３
５０〜４５０℃とする。
態で存在させるために低温での巻取りが好ましいが、焼
入性元素であるＣu、Ｎiを含有していて硬化し、加工性
に悪影響を及ぼすので、その下限を３００℃とする。一
方、４５０℃を超えるとＣuの析出に伴い強度が上昇
し、延性が劣化するので加工性の低下となる。また、熱
処理後の強度上昇が得られない。よって、巻取温度は３
５０〜４５０℃とする。
【００３０】なお、このようにして巻取られた熱延コイ
ルは、必要に応じて調質圧延、酸洗いを行うことができ
る。
ルは、必要に応じて調質圧延、酸洗いを行うことができ
る。
【００３１】上記条件で製造された熱延鋼板は、Ｃu若
しくはＮi、更にＰの含有によって疲労特性を向上さ
せ、Ｃuの固溶状態から熱処理によりＣuを析出させ、著
しく高強度化する。また、軟窒化処理において疲労特性
並びに靭性を大幅に向上させることができる。なお、熱
処理及び軟窒化処理としては従来と同様の条件のもので
よく特に制限はない。
しくはＮi、更にＰの含有によって疲労特性を向上さ
せ、Ｃuの固溶状態から熱処理によりＣuを析出させ、著
しく高強度化する。また、軟窒化処理において疲労特性
並びに靭性を大幅に向上させることができる。なお、熱
処理及び軟窒化処理としては従来と同様の条件のもので
よく特に制限はない。
【００３２】次に本発明の実施例を示す。
【００３３】表１に示す化学成分の鋼を常法により溶製
した後、造塊した。この後、表２に示す条件で熱間圧延
して３.５mm厚の熱延鋼板とした。なお、表１中の鋼記
号Ａ〜Ｇは本発明鋼、Ｈ〜Ｋは比較鋼である。
した後、造塊した。この後、表２に示す条件で熱間圧延
して３.５mm厚の熱延鋼板とした。なお、表１中の鋼記
号Ａ〜Ｇは本発明鋼、Ｈ〜Ｋは比較鋼である。
【００３４】この鋼板から試験片を採取し、熱延ままの
引張試験(ＪＩＳ５号)、フェライト結晶粒度、穴拡げ試
験（穴拡げ率：｛成形後の穴径−初期穴径(１０mmφ)｝
／(初期穴径)×１００％）、平面曲げ疲労限強度(１０
サイクルkgf／mm2)、更に熱処理(５５０℃×３０分)に
よる引張強さの上昇量△ＴＳ(熱処理後の引張強さ−熱
延ままの引張強さ)を調査した。その結果を表２に示
す。
引張試験(ＪＩＳ５号)、フェライト結晶粒度、穴拡げ試
験（穴拡げ率：｛成形後の穴径−初期穴径(１０mmφ)｝
／(初期穴径)×１００％）、平面曲げ疲労限強度(１０
サイクルkgf／mm2)、更に熱処理(５５０℃×３０分)に
よる引張強さの上昇量△ＴＳ(熱処理後の引張強さ−熱
延ままの引張強さ)を調査した。その結果を表２に示
す。
【００３５】この表２から明らかなように、本発明例Ｎ
o.１〜Ｎo.７(鋼Ａ〜Ｇ)は、穴拡げ率が１７０％以上、
熱処理後の引張強さの上昇△ＴＳが１３kgf／mm2以上
で、疲労強度も高く、何れも優れていることがわかる。
o.１〜Ｎo.７(鋼Ａ〜Ｇ)は、穴拡げ率が１７０％以上、
熱処理後の引張強さの上昇△ＴＳが１３kgf／mm2以上
で、疲労強度も高く、何れも優れていることがわかる。
【００３６】これに比べ、比較例Ｎo.８〜Ｎo.１１(鋼
Ｈ〜Ｋ)は、延性が低く、穴拡げ率も１３０％以下で、
また、熱処理後の引張強さの上昇△ＴＳも１０kgf／mm2
以下と、上記特性の何れかにおいて劣っていることがわ
かる。
Ｈ〜Ｋ)は、延性が低く、穴拡げ率も１３０％以下で、
また、熱処理後の引張強さの上昇△ＴＳも１０kgf／mm2
以下と、上記特性の何れかにおいて劣っていることがわ
かる。
【００３７】次に、表１に示す鋼Ｂを使用して熱間圧延
条件を調査した。試験Ｎo.１２は仕上圧延温度を、試験
Ｎo.１３は冷却速度を、試験Ｎo.１４は巻取温度をそれ
ぞれ比較した例である。その結果は、表２に示すよう
に、いずれの比較例も、製造段階でＣuの析出が起こ
り、延性及び穴拡げ率が劣化している。熱処理後の引張
強さの上昇量においても△ＴＳが著しく低く、また、結
晶粒度も粗く、目標特性の一つ以上が劣っていることが
わかる。
条件を調査した。試験Ｎo.１２は仕上圧延温度を、試験
Ｎo.１３は冷却速度を、試験Ｎo.１４は巻取温度をそれ
ぞれ比較した例である。その結果は、表２に示すよう
に、いずれの比較例も、製造段階でＣuの析出が起こ
り、延性及び穴拡げ率が劣化している。熱処理後の引張
強さの上昇量においても△ＴＳが著しく低く、また、結
晶粒度も粗く、目標特性の一つ以上が劣っていることが
わかる。
【００３８】
【表１】
【００３９】
【表２】
【００４０】
【実施例２】
【００４１】実施例１で得られた本発明例Ｎo.１〜Ｎo.
６(鋼Ａ〜Ｆ)及び比較例Ｎo.８〜Ｎo.１１(鋼Ｈ〜Ｋ)の
各熱延鋼板について、５５０℃×３０分の熱処理を施し
て疲労強度を調べた。更に、軟窒化処理(タフトライド
処理)を施し、引張り特性、衝撃特性を調査した。その
結果を表３に示す。
６(鋼Ａ〜Ｆ)及び比較例Ｎo.８〜Ｎo.１１(鋼Ｈ〜Ｋ)の
各熱延鋼板について、５５０℃×３０分の熱処理を施し
て疲労強度を調べた。更に、軟窒化処理(タフトライド
処理)を施し、引張り特性、衝撃特性を調査した。その
結果を表３に示す。
【００４２】この表３から明らかなように、本発明例に
係る鋼板では、熱処理後の疲労強度３９kgf／mm2以上
で、また軟窒化処理後の伸び、靭性が高く、更に、疲労
強度５７kgf／mm2以上と何れも優れていることがわか
る。これは、Ｃuの析出強化、Ｐによる固溶強化が疲労
強度向上に寄与しているためである。これに比べ、比較
例に係る鋼板は、何れの特性においても劣っていること
がわかる。特に鋼Ｋは軟窒化処理後の引張特性において
脆性破断を起こし、軟窒化用鋼として使えないことが明
らかである。
係る鋼板では、熱処理後の疲労強度３９kgf／mm2以上
で、また軟窒化処理後の伸び、靭性が高く、更に、疲労
強度５７kgf／mm2以上と何れも優れていることがわか
る。これは、Ｃuの析出強化、Ｐによる固溶強化が疲労
強度向上に寄与しているためである。これに比べ、比較
例に係る鋼板は、何れの特性においても劣っていること
がわかる。特に鋼Ｋは軟窒化処理後の引張特性において
脆性破断を起こし、軟窒化用鋼として使えないことが明
らかである。
【００４３】
【表３】
【００４４】
【発明の効果】以上詳述したように、本発明によれば、
加工前は伸びフランジ性に優れていて、加工後の熱処理
により著しく強度が上昇し、疲労強度が高く、更に、軟
窒化処理後の疲労特性、靭性においては著しく優れてい
るので、自動車用部材或いは産業機械用高強度材として
好適であり、産業上極めて有用な効果を期待できる。
加工前は伸びフランジ性に優れていて、加工後の熱処理
により著しく強度が上昇し、疲労強度が高く、更に、軟
窒化処理後の疲労特性、靭性においては著しく優れてい
るので、自動車用部材或いは産業機械用高強度材として
好適であり、産業上極めて有用な効果を期待できる。
【図１】Ｃ／Ｃuと穴拡げ率との関係を示す図である。
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で(以下、同じ)、Ｃ:０.００１〜
０.０３０％、Ｓi:０.５０％以下、Ｍn:０.０１〜１.０
％、Ｐ:０.１０％以下、Ｓ:０.０３０％以下、solＡl:
０.０１０〜０.１０％、Ｃu:０.８０〜２.０％、Ｎi:
０.５０〜１.５％、Ｎ:０.００５％以下を含有し、か
つ、Ｃ／Ｃu≦０.０２を満足し、残部がＦe及び不可避
的不純物からなる鋼の連続鋳造又は造塊スラブの熱間圧
延に際し、Ａr3点以上の温度で仕上圧延を行い、その後
２０℃／sec以上の冷却速度で冷却した後、３００〜４
５０℃の温度において巻取ることを特徴とする冷間加工
性及び疲労特性の優れた熱延鋼板の製造方法。 - 【請求項２】 前記鋼が更に、Ｎb:０.０１０〜０.１０
％、Ｃa:０.０１０％以下、ＲＥＴ:０.０１０％以下の
うちの１種又は２種以上を含有している請求項１に記載
の方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4309586A JPH06136438A (ja) | 1992-10-23 | 1992-10-23 | 冷間加工性及び疲労特性の優れた熱延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4309586A JPH06136438A (ja) | 1992-10-23 | 1992-10-23 | 冷間加工性及び疲労特性の優れた熱延鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06136438A true JPH06136438A (ja) | 1994-05-17 |
Family
ID=17994821
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4309586A Pending JPH06136438A (ja) | 1992-10-23 | 1992-10-23 | 冷間加工性及び疲労特性の優れた熱延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH06136438A (ja) |
-
1992
- 1992-10-23 JP JP4309586A patent/JPH06136438A/ja active Pending
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A02 | Decision of refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 Effective date: 20010911 |