JPH11241141A - 極めて疲労特性の優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法 - Google Patents
極めて疲労特性の優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法Info
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- JPH11241141A JPH11241141A JP4502998A JP4502998A JPH11241141A JP H11241141 A JPH11241141 A JP H11241141A JP 4502998 A JP4502998 A JP 4502998A JP 4502998 A JP4502998 A JP 4502998A JP H11241141 A JPH11241141 A JP H11241141A
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Abstract
(57)【要約】 （修正有）
【課題】 引張強度が５９０ＭＰａ以上を有する疲労特
性と加工性に優れた複合組織高強度熱延鋼板とその安定
製造方法を提供する。 【解決手段】 （１）Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ａｌ、Ｎ、
残部がＦｅよりなる成分で、鋼板表面から４００μｍ深
さまでの表層の組織が体積分率で５〜１５％の残留オ−
ステナイトと残部がフェライト及び低温生成した硬質層
から成り、内層の組織が２％以下の残留オーステナイト
と残部がフェライト及び低温生成の硬質層からなる。
（２）Ｃｒ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃａの１種以上を含有し
た組成の（１）記載のもの。（３）上記の組成を有する
鋼をＡｒ3 以上で仕上げ圧延を行い２００℃以下で巻き
取る。このときの冷却を、６５０℃までの前段を１〜３
０℃／秒で、その後は２０〜５０℃／秒の冷却速度で行
なう。
性と加工性に優れた複合組織高強度熱延鋼板とその安定
製造方法を提供する。 【解決手段】 （１）Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ａｌ、Ｎ、
残部がＦｅよりなる成分で、鋼板表面から４００μｍ深
さまでの表層の組織が体積分率で５〜１５％の残留オ−
ステナイトと残部がフェライト及び低温生成した硬質層
から成り、内層の組織が２％以下の残留オーステナイト
と残部がフェライト及び低温生成の硬質層からなる。
（２）Ｃｒ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃａの１種以上を含有し
た組成の（１）記載のもの。（３）上記の組成を有する
鋼をＡｒ3 以上で仕上げ圧延を行い２００℃以下で巻き
取る。このときの冷却を、６５０℃までの前段を１〜３
０℃／秒で、その後は２０〜５０℃／秒の冷却速度で行
なう。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、トラックをはじめ
とする自動車車体部品等に好適に使用される引張強度が
５４０ＭＰａ以上を有する極めて疲労特性の優れた高強
度鋼板とその製造法に関するものである。
とする自動車車体部品等に好適に使用される引張強度が
５４０ＭＰａ以上を有する極めて疲労特性の優れた高強
度鋼板とその製造法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】近年、地球環境の問題、特に地球温暖化
現象の観点から、自動車の低燃費化は必須であり、自動
車メーカーより自動車車体の軽量化のため高強度鋼材の
要求が強まってきている。板厚の厚い熱延鋼板を多く使
用しているトラックをはじめとする自動車の車体部品等
については一層の高強度化による軽量化、さらには成形
性、耐久性に優れた鋼板の開発・実用化が期待されてい
る。鋼板の高強度化のなかで、例えば、特公平６−１０
３０５号公報に開示されているようにＮｂやＴｉ等の添
加によりＮｂＣやＴｉＣら炭化物の析出により強化し
た、析出強化型の高張力鋼板も開発されている。析出強
化型の高張力鋼板は溶接性に優れる特性を有するが、降
伏強度が高いためプレス加工が困難であり、また切り欠
きを有する場合の疲労強度が低いという問題を有してい
る。
現象の観点から、自動車の低燃費化は必須であり、自動
車メーカーより自動車車体の軽量化のため高強度鋼材の
要求が強まってきている。板厚の厚い熱延鋼板を多く使
用しているトラックをはじめとする自動車の車体部品等
については一層の高強度化による軽量化、さらには成形
性、耐久性に優れた鋼板の開発・実用化が期待されてい
る。鋼板の高強度化のなかで、例えば、特公平６−１０
３０５号公報に開示されているようにＮｂやＴｉ等の添
加によりＮｂＣやＴｉＣら炭化物の析出により強化し
た、析出強化型の高張力鋼板も開発されている。析出強
化型の高張力鋼板は溶接性に優れる特性を有するが、降
伏強度が高いためプレス加工が困難であり、また切り欠
きを有する場合の疲労強度が低いという問題を有してい
る。
【０００３】一般に鋼は強度を上げると降伏強度が増加
しプレス加工が困難になるため、降伏強度が低く強度が
高い鋼板即ち低降伏比の高強度鋼板が求められる。この
要望に対して、プレス成形性が比較的容易な低降伏比型
複合組織（Ｄｕａｌ Ｐｈａｓｅ）高強度鋼板が開発さ
れた。例えば、特公昭５８−２４４８９号公報に開示さ
れているように、ＰやＳｉを添加することにより、熱間
圧延終了後に充分なフェライトを生成し、未変態のオー
ステナイトをその後の急冷・低温巻取によってマルテン
サイトにする方法で製造されている。一層の高強度の鋼
板例えば５４０ＭＰａ以上の強度を有する高強度鋼板の
要求に対して、ＣやＳｉ等を単純に増加させ強度を得た
複合組織鋼板ではマルテンサイトの体積率が増加するた
め靱性が低下する問題が発生する。
しプレス加工が困難になるため、降伏強度が低く強度が
高い鋼板即ち低降伏比の高強度鋼板が求められる。この
要望に対して、プレス成形性が比較的容易な低降伏比型
複合組織（Ｄｕａｌ Ｐｈａｓｅ）高強度鋼板が開発さ
れた。例えば、特公昭５８−２４４８９号公報に開示さ
れているように、ＰやＳｉを添加することにより、熱間
圧延終了後に充分なフェライトを生成し、未変態のオー
ステナイトをその後の急冷・低温巻取によってマルテン
サイトにする方法で製造されている。一層の高強度の鋼
板例えば５４０ＭＰａ以上の強度を有する高強度鋼板の
要求に対して、ＣやＳｉ等を単純に増加させ強度を得た
複合組織鋼板ではマルテンサイトの体積率が増加するた
め靱性が低下する問題が発生する。
【０００４】特にＳｉを過多に添加した場合表面に酸化
スケールが生成し溶接性を悪化させ表面性状性も低下す
る。繰り返し疲労中での亀裂の進展に対し、一方で加工
性、疲労特性の優れたフェライト、ベイナイト及び残留
オーステナイトの混合組織（もしくは一部マルテンサイ
トを含む）を持ち「変形誘起塑性」を利用した鋼（いわ
ゆるＴＲＩＰ鋼）が開発されている。一般にＴＲＩＰ鋼
は疲労特性に優れるとされるが、これは繰り返し疲労中
にＴＲＩＰ現象が生じ圧縮の残留応力を発生することに
起因すると考えられる。ところが、ＴＲＩＰ鋼の場合、
その特性（例えば引張特性）は残留オーステナイト量に
左右されるため鋼帯の幅方向、長手方向に均一な材質と
することが極めて困難であり、熱延鋼板として安定製造
が難しいため歩留まりが悪くコストアップにつながる。
従って、現在の高強度鋼板の中で優れた疲労特性を有し
安定製造が可能なものは皆無に等しい。
スケールが生成し溶接性を悪化させ表面性状性も低下す
る。繰り返し疲労中での亀裂の進展に対し、一方で加工
性、疲労特性の優れたフェライト、ベイナイト及び残留
オーステナイトの混合組織（もしくは一部マルテンサイ
トを含む）を持ち「変形誘起塑性」を利用した鋼（いわ
ゆるＴＲＩＰ鋼）が開発されている。一般にＴＲＩＰ鋼
は疲労特性に優れるとされるが、これは繰り返し疲労中
にＴＲＩＰ現象が生じ圧縮の残留応力を発生することに
起因すると考えられる。ところが、ＴＲＩＰ鋼の場合、
その特性（例えば引張特性）は残留オーステナイト量に
左右されるため鋼帯の幅方向、長手方向に均一な材質と
することが極めて困難であり、熱延鋼板として安定製造
が難しいため歩留まりが悪くコストアップにつながる。
従って、現在の高強度鋼板の中で優れた疲労特性を有し
安定製造が可能なものは皆無に等しい。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、上記のよう
な問題点を解消し、引張強度が５９０ＭＰａ以上を有す
る疲労特性と加工性に優れた複合組織高強度熱延鋼板と
その安定製造方法を提供することを目的とするものであ
る。
な問題点を解消し、引張強度が５９０ＭＰａ以上を有す
る疲労特性と加工性に優れた複合組織高強度熱延鋼板と
その安定製造方法を提供することを目的とするものであ
る。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、上記の課
題を解決するため種々検討を重ねた結果、熱延ままの製
造法で目的とする疲労特性に極めて優れる複合組織高強
度鋼板を得ることに成功した。 即ち、本発明の要旨と
するところは、 （１）質量割合で、Ｃ：０．０３〜０．１５％、Ｓｉ：
０．０１〜１．５％、Ｍｎ：０．０５〜２．５、Ｐ：≦
０．０５％、Ａｌ：０．００５〜０．５％、Ｎ：≦０．
０１％であって、残部がＦｅと不可避的不純物元素より
なる組成を有し、鋼板表面から４００μｍ深さまでの表
層の組織が体積分率が５〜１５％の残留オ−ステナイト
と残部がフェライト及び低温生成した硬質相から成り、
内層の組織が体積分率が２％以下の残留オーステナイト
と残部がフェライト及び低温生成した硬質相とからなる
ことを特徴とする極めて疲労特性の優れた複合組織高強
度熱延鋼板、 （２）質量割合で、Ｃｒ：０．０２〜２％、Ｔｉ：≦
０．５％、Ｎｂ：≦０．５％、Ｖ：≦０．５％、Ｃａ：
≦０．０１％の１種以上含有した組成を有する前記
（１）記載の極めて疲労特性の優れた複合組織高強度熱
延鋼板。
題を解決するため種々検討を重ねた結果、熱延ままの製
造法で目的とする疲労特性に極めて優れる複合組織高強
度鋼板を得ることに成功した。 即ち、本発明の要旨と
するところは、 （１）質量割合で、Ｃ：０．０３〜０．１５％、Ｓｉ：
０．０１〜１．５％、Ｍｎ：０．０５〜２．５、Ｐ：≦
０．０５％、Ａｌ：０．００５〜０．５％、Ｎ：≦０．
０１％であって、残部がＦｅと不可避的不純物元素より
なる組成を有し、鋼板表面から４００μｍ深さまでの表
層の組織が体積分率が５〜１５％の残留オ−ステナイト
と残部がフェライト及び低温生成した硬質相から成り、
内層の組織が体積分率が２％以下の残留オーステナイト
と残部がフェライト及び低温生成した硬質相とからなる
ことを特徴とする極めて疲労特性の優れた複合組織高強
度熱延鋼板、 （２）質量割合で、Ｃｒ：０．０２〜２％、Ｔｉ：≦
０．５％、Ｎｂ：≦０．５％、Ｖ：≦０．５％、Ｃａ：
≦０．０１％の１種以上含有した組成を有する前記
（１）記載の極めて疲労特性の優れた複合組織高強度熱
延鋼板。
【０００７】（３）前記（１）または（２）記載の組成
を有する鋼をＡｒ3 以上で仕上げ圧延を行い２００℃以
下で巻き取り、このとき仕上圧延終了より巻取までの冷
却を仕上圧延終了から６５０℃までの前段と６５０℃か
ら巻取までの後段に分け前段での平均冷却速度が１〜３
０℃／秒であり、後段の平均冷却速度が２０〜５０℃／
秒でありかつ前段平均冷却速度が後段平均冷却速度より
小さい事を特徴とする極めて疲労特性の優れた複合組織
高強度熱延鋼板の製造方法である。
を有する鋼をＡｒ3 以上で仕上げ圧延を行い２００℃以
下で巻き取り、このとき仕上圧延終了より巻取までの冷
却を仕上圧延終了から６５０℃までの前段と６５０℃か
ら巻取までの後段に分け前段での平均冷却速度が１〜３
０℃／秒であり、後段の平均冷却速度が２０〜５０℃／
秒でありかつ前段平均冷却速度が後段平均冷却速度より
小さい事を特徴とする極めて疲労特性の優れた複合組織
高強度熱延鋼板の製造方法である。
【０００８】
【発明の実施の形態】次に本発明の構成用件のそれぞれ
について詳述し、またその限定理由について述べる。ま
ず成分であるが、ＣはＣを含むマルテンサイト相を生成
させることが本発明の基本となっており、強度を確保す
るために最低０．０３％必要である。しかし、０．１５
％を超えると溶接性を劣化させるため０．１５％以下と
した。ＡｌとＳｉはオーステナイトを炭素濃化させるた
めに重要な添加元素である。鋼板は、フェライト、オー
ステナイト２相域から冷却時にフェライト変態を進行さ
せることによりオーステナイト中の炭素を濃化させるこ
とが本発明で重要な点の一つであるが、フェライト変態
の進行中に炭化物の生成が起こりやすく、高温側ではパ
ーライト、低温側では上部ベイナイトが生成されるよう
になり、オーステナイト中の炭素濃度が低下するためマ
ルテンサイトを減少させる。ＡｌとＳｉは炭化物（ここ
では特にセメンタイト）に固溶しないため炭化物の生成
を著しく遅らせる働きがあるため、炭化物の形で炭素原
子を浪費することなく効率よいオーステナイトへの炭素
濃化を可能にし複合組織を形成し易くなる。
について詳述し、またその限定理由について述べる。ま
ず成分であるが、ＣはＣを含むマルテンサイト相を生成
させることが本発明の基本となっており、強度を確保す
るために最低０．０３％必要である。しかし、０．１５
％を超えると溶接性を劣化させるため０．１５％以下と
した。ＡｌとＳｉはオーステナイトを炭素濃化させるた
めに重要な添加元素である。鋼板は、フェライト、オー
ステナイト２相域から冷却時にフェライト変態を進行さ
せることによりオーステナイト中の炭素を濃化させるこ
とが本発明で重要な点の一つであるが、フェライト変態
の進行中に炭化物の生成が起こりやすく、高温側ではパ
ーライト、低温側では上部ベイナイトが生成されるよう
になり、オーステナイト中の炭素濃度が低下するためマ
ルテンサイトを減少させる。ＡｌとＳｉは炭化物（ここ
では特にセメンタイト）に固溶しないため炭化物の生成
を著しく遅らせる働きがあるため、炭化物の形で炭素原
子を浪費することなく効率よいオーステナイトへの炭素
濃化を可能にし複合組織を形成し易くなる。
【０００９】Ｓｉは鋼板の表層に濃化して残留オ−ステ
ナイトの生成に寄与する。特に表層から４００μｍの深
さまでの範囲に濃化が著しいため、表層では残留オ−ス
テナイトを生成し易くなる。この効果はＳｉ量が０．０
１％以上で発現するので、これをＳｉの下限とする。Ｓ
ｉはフェライト中に固溶し、フェライトを強化すること
から、不必要に多量の添加は鋼板の不必要な強度の上昇
や加工性・靱性の劣化をもたらす。さらに、酸化スケー
ルが生成し表面性状を悪化させ、溶接性を阻害する。し
たがって、Ｓｉは１．５％以下の必要があり、好ましく
は１．０％未満である。
ナイトの生成に寄与する。特に表層から４００μｍの深
さまでの範囲に濃化が著しいため、表層では残留オ−ス
テナイトを生成し易くなる。この効果はＳｉ量が０．０
１％以上で発現するので、これをＳｉの下限とする。Ｓ
ｉはフェライト中に固溶し、フェライトを強化すること
から、不必要に多量の添加は鋼板の不必要な強度の上昇
や加工性・靱性の劣化をもたらす。さらに、酸化スケー
ルが生成し表面性状を悪化させ、溶接性を阻害する。し
たがって、Ｓｉは１．５％以下の必要があり、好ましく
は１．０％未満である。
【００１０】Ａｌは不必要に多量の添加がなされた場合
には加工性、靱性の劣化をもたらす。従って、添加量の
上限を０．５％以下に制限した。また、本発明による鋼
は高度の加工用に使用されるので、介在物の少ない清浄
なものでなくてはならない。そのためにキルド鋼とする
必要があるため、脱酸材として最低０．００５％以上添
加することが必要である。Ｍｎはオーステナイトの安定
性を高め、マルテンサイト相を最終製品にて生成させる
ため最低０．０５％は必要である。しかし、２．５％以
上を超える添加は溶製上の問題や製造コストの点で不適
当である。仕上げ圧延後の冷却中、オーステナイトの焼
き入れ性を高め安定してマルテンサイトを得るにはＭｎ
量は１．０％以上が望ましい。
には加工性、靱性の劣化をもたらす。従って、添加量の
上限を０．５％以下に制限した。また、本発明による鋼
は高度の加工用に使用されるので、介在物の少ない清浄
なものでなくてはならない。そのためにキルド鋼とする
必要があるため、脱酸材として最低０．００５％以上添
加することが必要である。Ｍｎはオーステナイトの安定
性を高め、マルテンサイト相を最終製品にて生成させる
ため最低０．０５％は必要である。しかし、２．５％以
上を超える添加は溶製上の問題や製造コストの点で不適
当である。仕上げ圧延後の冷却中、オーステナイトの焼
き入れ性を高め安定してマルテンサイトを得るにはＭｎ
量は１．０％以上が望ましい。
【００１１】Ｐは加工性・溶接性等を劣化させるととも
に、偏析を助長する。従って、本発明鋼においてはでき
るだけ少ないほど好ましく、０．０２０％以下にするこ
とが必要である。Ｓは不純物元素であり、鋼の延性や靱
性を害するので少ないほど望ましい。従って、０．０１
０％以下にすることが必要である。以上が本発明の基本
成分であるが、さらに適宜以下の元素を添加することが
可能である。
に、偏析を助長する。従って、本発明鋼においてはでき
るだけ少ないほど好ましく、０．０２０％以下にするこ
とが必要である。Ｓは不純物元素であり、鋼の延性や靱
性を害するので少ないほど望ましい。従って、０．０１
０％以下にすることが必要である。以上が本発明の基本
成分であるが、さらに適宜以下の元素を添加することが
可能である。
【００１２】Ｃｒは固溶強化元素として有効な元素であ
り、Ｍｎと代替の効果を有する。その効果は０．０２％
以上の添加で発現するが１．５％を超えると効果が飽和
しコストが上昇するため、上限を１．５％とした。Ｎ
ｂ、Ｔｉはフェライト変態の細粒化と析出強化の作用を
有し、鋼を強化するのに有効な元素である。フェライト
結晶粒の細粒化は疲労亀裂の発生、初期亀裂の成長に好
影響を与える。またＮｂＣ、ＴｉＣ、ＴｉＮ、Ｎｂ
（Ｃ，Ｎ）等の炭化物、窒化物、炭窒化物がフェライト
中に析出することによりフェライト相が強化され、疲労
特性を改善する。これらの元素を過多に添加すると延性
が低下し、またコストが悪化するので０．５％を上限と
する。
り、Ｍｎと代替の効果を有する。その効果は０．０２％
以上の添加で発現するが１．５％を超えると効果が飽和
しコストが上昇するため、上限を１．５％とした。Ｎ
ｂ、Ｔｉはフェライト変態の細粒化と析出強化の作用を
有し、鋼を強化するのに有効な元素である。フェライト
結晶粒の細粒化は疲労亀裂の発生、初期亀裂の成長に好
影響を与える。またＮｂＣ、ＴｉＣ、ＴｉＮ、Ｎｂ
（Ｃ，Ｎ）等の炭化物、窒化物、炭窒化物がフェライト
中に析出することによりフェライト相が強化され、疲労
特性を改善する。これらの元素を過多に添加すると延性
が低下し、またコストが悪化するので０．５％を上限と
する。
【００１３】ＶはＮｂやＴｉと同様にフェライト変態の
析出強化の作用を有し、ＶＣ等の炭化物をフェライト中
に析出することによりフェライト相を強化させ、疲労特
性を改善する。過多に添加すると延性が低下し、またコ
ストが悪化するので０．５％を上限とする。Ｃａは硫化
物系介在物の形状制御（球状化）により穴拡げ性を向上
するために添加するが、過剰に添加すると効果がの飽和
し、介在物の増加により穴拡げ性を低下させるので上下
限をもうけている。
析出強化の作用を有し、ＶＣ等の炭化物をフェライト中
に析出することによりフェライト相を強化させ、疲労特
性を改善する。過多に添加すると延性が低下し、またコ
ストが悪化するので０．５％を上限とする。Ｃａは硫化
物系介在物の形状制御（球状化）により穴拡げ性を向上
するために添加するが、過剰に添加すると効果がの飽和
し、介在物の増加により穴拡げ性を低下させるので上下
限をもうけている。
【００１４】次に、上述した製造条件について説明す
る。鋼は、通常転炉から出鋼し連続鋳造法にてスラブと
し、熱延に供する。このときスラブは加熱炉に装入し必
要温度まで加熱し圧延するか、あるいは加熱炉に装入す
ることなく圧延する。加熱温度については特別な条件規
制はないが、ＮｂやＴｉを添加した鋼場合圧延前段階で
Ｎｂ、Ｔｉが溶けた状態であることが必要であるから１
１５０℃は必要である。１３００℃を超えると加熱炉原
単位が上がり、操業上好ましくない。
る。鋼は、通常転炉から出鋼し連続鋳造法にてスラブと
し、熱延に供する。このときスラブは加熱炉に装入し必
要温度まで加熱し圧延するか、あるいは加熱炉に装入す
ることなく圧延する。加熱温度については特別な条件規
制はないが、ＮｂやＴｉを添加した鋼場合圧延前段階で
Ｎｂ、Ｔｉが溶けた状態であることが必要であるから１
１５０℃は必要である。１３００℃を超えると加熱炉原
単位が上がり、操業上好ましくない。
【００１５】本発明において、仕上げ圧延終了温度がＡ
ｒ3 変態点の上下５０℃という温度を設定した理由は、
このような低温の圧延により、フェライトの析出核を増
加し、続くホットランテーブルにおける冷却で、フェラ
イトとＣやその他焼き入れ性を増す元素が濃化したオー
ステナイトを生成させるためである。この意味から、こ
の温度域内で１０％以上の累積圧下を与えることが望ま
しい。仕上圧延終了温度がＡｒ3 変態点の上５０℃を超
えるとフェライト析出核の発生が減少し、良好なフェラ
イトが得られない。逆にα、γ２相域の低温側で圧延を
行うとフェライトの加工歪が十分除去されず延性が劣化
する。その限界がＡｒ3 変態点の下５０℃である。Ｃ等
が濃化した安定なオーステナイトを冷却中に得るには、
フェライトの析出の進行中にも圧延を終えた方が好まし
く、この意味から仕上圧延終了温度はＡｒ3 変態点以下
の方が好適である。
ｒ3 変態点の上下５０℃という温度を設定した理由は、
このような低温の圧延により、フェライトの析出核を増
加し、続くホットランテーブルにおける冷却で、フェラ
イトとＣやその他焼き入れ性を増す元素が濃化したオー
ステナイトを生成させるためである。この意味から、こ
の温度域内で１０％以上の累積圧下を与えることが望ま
しい。仕上圧延終了温度がＡｒ3 変態点の上５０℃を超
えるとフェライト析出核の発生が減少し、良好なフェラ
イトが得られない。逆にα、γ２相域の低温側で圧延を
行うとフェライトの加工歪が十分除去されず延性が劣化
する。その限界がＡｒ3 変態点の下５０℃である。Ｃ等
が濃化した安定なオーステナイトを冷却中に得るには、
フェライトの析出の進行中にも圧延を終えた方が好まし
く、この意味から仕上圧延終了温度はＡｒ3 変態点以下
の方が好適である。
【００１６】前段冷却の意味するところであるが、その
終了温度６５０℃はフェライトの析出終了温度でかつ熱
延の冷却過程ではまだパーライトが生成しない温度であ
る。前段冷却は低温圧延との組み合わせでフェライト析
出を促進し、残ったオーステナイト中のＣやＭｎ等の濃
度を計り安定化する機能を有する。そのためには冷却速
度は遅い方がよく少なくとも平均３０℃／秒以下でない
とならない。しかしあまり遅すぎると生産性が問題とな
り既存の設備では実質上実現が不可能であるため平均１
℃／秒以上とした。
終了温度６５０℃はフェライトの析出終了温度でかつ熱
延の冷却過程ではまだパーライトが生成しない温度であ
る。前段冷却は低温圧延との組み合わせでフェライト析
出を促進し、残ったオーステナイト中のＣやＭｎ等の濃
度を計り安定化する機能を有する。そのためには冷却速
度は遅い方がよく少なくとも平均３０℃／秒以下でない
とならない。しかしあまり遅すぎると生産性が問題とな
り既存の設備では実質上実現が不可能であるため平均１
℃／秒以上とした。
【００１７】次に、６５０℃から巻取りまでの後段冷却
は前述したようにして得られた成分濃化したオーステナ
イトからパーライト、ベイナイトや中間組織の生成を抑
え２００℃以下という低い巻取温度との組み合わせでマ
ルテンサイト変態を起こし、かつ一部オーステナイトを
残留させる機能を有する。本発明鋼において、仕上温度
を８４０〜９００℃で圧延し、その後前段冷却で６５０
℃まで冷却したのちの後段冷却と表層と内層の残留オー
ステナイト体積分率との関係について調査した。その結
果を図１に示す。後段冷速が１０℃／秒以下では内層に
のみ残留オーステナイトが生成し表層には得られない。
そのために後段の冷却速度は平均１０℃／秒以上とする
必要がある。ところがこの冷却速度があまり早すぎと表
層でオーステナイトを全てマルテンサイトに変態させ残
留オーステナイトを得ることが出来ないばかりでなく、
フェライト中に固溶Ｃが残存しフェライトの延性を劣化
させる。従って上限は５０℃／秒としなければならな
い。
は前述したようにして得られた成分濃化したオーステナ
イトからパーライト、ベイナイトや中間組織の生成を抑
え２００℃以下という低い巻取温度との組み合わせでマ
ルテンサイト変態を起こし、かつ一部オーステナイトを
残留させる機能を有する。本発明鋼において、仕上温度
を８４０〜９００℃で圧延し、その後前段冷却で６５０
℃まで冷却したのちの後段冷却と表層と内層の残留オー
ステナイト体積分率との関係について調査した。その結
果を図１に示す。後段冷速が１０℃／秒以下では内層に
のみ残留オーステナイトが生成し表層には得られない。
そのために後段の冷却速度は平均１０℃／秒以上とする
必要がある。ところがこの冷却速度があまり早すぎと表
層でオーステナイトを全てマルテンサイトに変態させ残
留オーステナイトを得ることが出来ないばかりでなく、
フェライト中に固溶Ｃが残存しフェライトの延性を劣化
させる。従って上限は５０℃／秒としなければならな
い。
【００１８】巻取温度は２００℃以下でないとベイナイ
ト変態等をおこし所定の特性が得られない。さらに平均
前段冷却速度は平均後段冷却速度よりも小さくする必要
がある。この理由は明確ではないが連続冷却変態図での
フェライトおよびパーライト、ベイナイト等の析出ノー
ズが圧延温度、前後段冷却速度により複雑に変化し上の
条件を満たさない場合後者のノーズにかかりパーライ
ト、ベイナイト等が生じるためと推察される。
ト変態等をおこし所定の特性が得られない。さらに平均
前段冷却速度は平均後段冷却速度よりも小さくする必要
がある。この理由は明確ではないが連続冷却変態図での
フェライトおよびパーライト、ベイナイト等の析出ノー
ズが圧延温度、前後段冷却速度により複雑に変化し上の
条件を満たさない場合後者のノーズにかかりパーライ
ト、ベイナイト等が生じるためと推察される。
【００１９】このようにして製造された鋼板では、表面
から内部に向かって破壊が進行する様な鋼板及び鋼板よ
り製造された部品に対して、亀裂発生の起こりやすい最
表面付近では残留オーステナイトを多くし残留オーステ
ナイトとフェライトとマルテンサイト、ベイナイト等低
温生成した硬質相の組織とし、亀裂伝播と関わりの深い
鋼板内部では残留オーステナイトを少なくしフェライト
とマルテンサイト、ベイナイト等低温生成した硬質相の
組織とすることにより、材料の疲労寿命を向上できる。
即ち、疲労応力下において亀裂発生の起こりやすい表層
では残留オーステナイトがＴＲＩＰ現象を起こすことに
より亀裂発生を抑止する圧縮の残留応力を発生し、かつ
ＴＲＩＰ現象を起こし変態したマルテンサイト相が亀裂
の発生・伝播を抑制することができる。また、内部にお
いてもマルテンサイト相が亀裂の発生・伝播を抑制する
ことができる。
から内部に向かって破壊が進行する様な鋼板及び鋼板よ
り製造された部品に対して、亀裂発生の起こりやすい最
表面付近では残留オーステナイトを多くし残留オーステ
ナイトとフェライトとマルテンサイト、ベイナイト等低
温生成した硬質相の組織とし、亀裂伝播と関わりの深い
鋼板内部では残留オーステナイトを少なくしフェライト
とマルテンサイト、ベイナイト等低温生成した硬質相の
組織とすることにより、材料の疲労寿命を向上できる。
即ち、疲労応力下において亀裂発生の起こりやすい表層
では残留オーステナイトがＴＲＩＰ現象を起こすことに
より亀裂発生を抑止する圧縮の残留応力を発生し、かつ
ＴＲＩＰ現象を起こし変態したマルテンサイト相が亀裂
の発生・伝播を抑制することができる。また、内部にお
いてもマルテンサイト相が亀裂の発生・伝播を抑制する
ことができる。
【００２０】この作用は表層の残留オーステナイトの体
積分率が５％未満の場合には、ＴＲＩＰ現象を起こした
後に疲労亀裂発生を防止するための十分な圧縮応力を発
現することができないので５％を下限とする。また表層
の残留オーステナイトの体積分率が１５％を超えると作
用が飽和するので１５％を上限とする。内層においては
疲労亀裂の伝播が問題となるため、亀裂伝播抑止のため
にはマルテンサイトが有効であり、またＴＲＩＰ現象に
より発生する内部応力も効果がないので、内層における
残留オーステナイトの体積分率は２％以下とする。
積分率が５％未満の場合には、ＴＲＩＰ現象を起こした
後に疲労亀裂発生を防止するための十分な圧縮応力を発
現することができないので５％を下限とする。また表層
の残留オーステナイトの体積分率が１５％を超えると作
用が飽和するので１５％を上限とする。内層においては
疲労亀裂の伝播が問題となるため、亀裂伝播抑止のため
にはマルテンサイトが有効であり、またＴＲＩＰ現象に
より発生する内部応力も効果がないので、内層における
残留オーステナイトの体積分率は２％以下とする。
【００２１】
【発明の実施の形態】表１に示す化学成分の鋼を溶解、
鋳造し表２に示す条件で熱間圧延を実施した。引張り試
験はＪＩＳ Ｚ ２２０１の５号試験片を用いＪＩＳ
Ｚ２２４１の方法にて行った。衝撃値はＪＩＳ Ｚ ２
２４２の試験方法でＪＩＳ Ｚ２２０２のサブサイズ試
験片により行った。疲労強度については、ＪＩＳ Ｚ２
２７５の１号試験片で図２に示した寸法のサンプルを用
い、ＪＩＳ Ｚ２２７３の方法で完全両振り平面曲げ疲
労試験を行って求めた。
鋳造し表２に示す条件で熱間圧延を実施した。引張り試
験はＪＩＳ Ｚ ２２０１の５号試験片を用いＪＩＳ
Ｚ２２４１の方法にて行った。衝撃値はＪＩＳ Ｚ ２
２４２の試験方法でＪＩＳ Ｚ２２０２のサブサイズ試
験片により行った。疲労強度については、ＪＩＳ Ｚ２
２７５の１号試験片で図２に示した寸法のサンプルを用
い、ＪＩＳ Ｚ２２７３の方法で完全両振り平面曲げ疲
労試験を行って求めた。
【００２２】
【表１】
【００２３】
【表２】
【００２４】表１及び表２で番号１から１０は本発明に
よる鋼であり、その他は比較法による鋼である。第２表
から明らかなように本発明よる鋼はＴＳに対するＥｌの
値が優れておりＹＲも６０％以内である。一方比較鋼は
ＴＳ、またはＥｌ、ＹＲのいずれかが劣っている。また
第３表から見て明らかなように、同じ鋼について冷速を
変えて表層の残留オーステナイト量を減少させた場合に
大幅に疲労特性が異なることが分かる。
よる鋼であり、その他は比較法による鋼である。第２表
から明らかなように本発明よる鋼はＴＳに対するＥｌの
値が優れておりＹＲも６０％以内である。一方比較鋼は
ＴＳ、またはＥｌ、ＹＲのいずれかが劣っている。また
第３表から見て明らかなように、同じ鋼について冷速を
変えて表層の残留オーステナイト量を減少させた場合に
大幅に疲労特性が異なることが分かる。
【００２５】
【表３】
【００２６】
【発明の効果】以上のように本発明によればＹＲが６０
％以下のＴＳ、Ｅｌの関係に優れ、かつ極めて優れた疲
労強度を有するを高張力鋼板を得られる。
％以下のＴＳ、Ｅｌの関係に優れ、かつ極めて優れた疲
労強度を有するを高張力鋼板を得られる。
【図１】熱間圧延後の後段冷却速度と残留オーステナイ
トの体積分率の関係を示す図、
トの体積分率の関係を示す図、
【図２】疲労試験片の形状を示す図である。
─────────────────────────────────────────────────────
【手続補正書】
【提出日】平成１０年９月２４日
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】０００３
【補正方法】変更
【補正内容】
【０００３】一般に鋼は強度を上げると降伏強度が増加
しプレス加工が困難になるため、降伏強度が低く強度が
高い鋼板即ち低降伏比の高強度鋼板が求められる。この
要望に対して、プレス成形性が比較的容易な低降伏比型
複合組織（Ｄｕａｌ Ｐｈａｓｅ）高強度鋼板が開発さ
れた。例えば、特公昭５８−２４４８９号公報に開示さ
れているように、ＰやＳｉを添加することにより、熱間
圧延終了後に充分なフェライトを生成し、未変態のオー
ステナイトをその後の急冷・低温巻取によってマルテン
サイトにする方法で製造されている。一層の高強度の鋼
板例えば５４０ＭＰａ以上の強度を有する高強度鋼板の
要求に対して、ＣやＳｉ等を単純に増加させ強度を得た
複合組織鋼板ではマルテンサイトの体積率が増加するた
め靱性が低下する問題が発生する。特にＳｉを過多に添
加した場合表面に酸化スケールが生成し溶接性を悪化さ
せ表面性状性も低下する。
しプレス加工が困難になるため、降伏強度が低く強度が
高い鋼板即ち低降伏比の高強度鋼板が求められる。この
要望に対して、プレス成形性が比較的容易な低降伏比型
複合組織（Ｄｕａｌ Ｐｈａｓｅ）高強度鋼板が開発さ
れた。例えば、特公昭５８−２４４８９号公報に開示さ
れているように、ＰやＳｉを添加することにより、熱間
圧延終了後に充分なフェライトを生成し、未変態のオー
ステナイトをその後の急冷・低温巻取によってマルテン
サイトにする方法で製造されている。一層の高強度の鋼
板例えば５４０ＭＰａ以上の強度を有する高強度鋼板の
要求に対して、ＣやＳｉ等を単純に増加させ強度を得た
複合組織鋼板ではマルテンサイトの体積率が増加するた
め靱性が低下する問題が発生する。特にＳｉを過多に添
加した場合表面に酸化スケールが生成し溶接性を悪化さ
せ表面性状性も低下する。
【手続補正２】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】０００４
【補正方法】変更
【補正内容】
【０００４】一方で加工性、疲労特性の優れたフェライ
ト、ベイナイト及び残留オーステナイトの混合組織（も
しくは一部マルテンサイトを含む）を持ち「変形誘起塑
性」を利用した鋼（いわゆるＴＲＩＰ鋼）が開発されて
いる。一般にＴＲＩＰ鋼は疲労特性に優れるとされる
が、これは繰り返し疲労中にＴＲＩＰ現象が生じ圧縮の
残留応力を発生することに起因すると考えられる。とこ
ろが、ＴＲＩＰ鋼の場合、その特性（例えば引張特性）
は残留オーステナイト量に左右されるため鋼帯の幅方
向、長手方向に均一な材質とすることが極めて困難であ
り、熱延鋼板として安定製造が難しいため歩留まりが悪
くコストアップにつながる。従って、現在の高強度鋼板
の中で優れた疲労特性を有し安定製造が可能なものは皆
無に等しい。
ト、ベイナイト及び残留オーステナイトの混合組織（も
しくは一部マルテンサイトを含む）を持ち「変形誘起塑
性」を利用した鋼（いわゆるＴＲＩＰ鋼）が開発されて
いる。一般にＴＲＩＰ鋼は疲労特性に優れるとされる
が、これは繰り返し疲労中にＴＲＩＰ現象が生じ圧縮の
残留応力を発生することに起因すると考えられる。とこ
ろが、ＴＲＩＰ鋼の場合、その特性（例えば引張特性）
は残留オーステナイト量に左右されるため鋼帯の幅方
向、長手方向に均一な材質とすることが極めて困難であ
り、熱延鋼板として安定製造が難しいため歩留まりが悪
くコストアップにつながる。従って、現在の高強度鋼板
の中で優れた疲労特性を有し安定製造が可能なものは皆
無に等しい。
【手続補正３】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００１７
【補正方法】変更
【補正内容】
【００１７】次に、６５０℃から巻取りまでの後段冷却
は前述したようにして得られた成分濃化したオーステナ
イトからパーライト、ベイナイトや中間組織の生成を抑
え２００℃以下という低い巻取温度との組み合わせでマ
ルテンサイト変態を起こし、かつ一部オーステナイトを
残留させる機能を有する。本発明鋼において、仕上温度
を８４０〜９００℃で圧延し、その後前段冷却で６５０
℃まで冷却したのちの後段冷却と表層と内層の残留オー
ステナイト体積分率との関係について調査した。その結
果を図１に示す。後段冷速が１０℃／秒以下では内層に
のみ残留オーステナイトが生成し表層には得られない。
そのために後段の冷却速度は平均１０℃／秒以上とする
必要がある。ところがこの冷却速度があまり早すぎると
表層でオーステナイトを全てマルテンサイトに変態させ
残留オーステナイトを得ることが出来ないばかりでな
く、フェライト中に固溶Ｃが残存しフェライトの延性を
劣化させる。従って上限は５０℃／秒としなければなら
ない。
は前述したようにして得られた成分濃化したオーステナ
イトからパーライト、ベイナイトや中間組織の生成を抑
え２００℃以下という低い巻取温度との組み合わせでマ
ルテンサイト変態を起こし、かつ一部オーステナイトを
残留させる機能を有する。本発明鋼において、仕上温度
を８４０〜９００℃で圧延し、その後前段冷却で６５０
℃まで冷却したのちの後段冷却と表層と内層の残留オー
ステナイト体積分率との関係について調査した。その結
果を図１に示す。後段冷速が１０℃／秒以下では内層に
のみ残留オーステナイトが生成し表層には得られない。
そのために後段の冷却速度は平均１０℃／秒以上とする
必要がある。ところがこの冷却速度があまり早すぎると
表層でオーステナイトを全てマルテンサイトに変態させ
残留オーステナイトを得ることが出来ないばかりでな
く、フェライト中に固溶Ｃが残存しフェライトの延性を
劣化させる。従って上限は５０℃／秒としなければなら
ない。
【手続補正４】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００２２
【補正方法】変更
【補正内容】
【００２２】
【表１】
Claims (3)
- 【請求項１】 質量割合で、 Ｃ：０．０３〜０．１５％、 Ｓｉ：０．０１〜１．５％、 Ｍｎ：０．０５〜２．５、 Ｐ：≦０．０５％、 Ａｌ：０．００５〜０．５％、 Ｎ：≦０．０１％であって、 残部がＦｅと不可避的不純物元素よりなる組成を有し、
鋼板表面から４００μｍ深さまでの表層の組織が体積分
率が５〜１５％の残留オ−ステナイトと残部がフェライ
ト及び低温生成した硬質相から成り、内層の組織が体積
分率が２％以下の残留オーステナイトと残部がフェライ
ト及び低温生成した硬質相とからなることを特徴とする
極めて疲労特性の優れた複合組織高強度熱延鋼板。 - 【請求項２】 質量割合で、 Ｃｒ：０．０２〜２％、 Ｔｉ：≦０．５％、 Ｎｂ：≦０．５％、 Ｖ：≦０．５％、 Ｃａ：≦０．０１％の１種以上含有した組成を有する請
求項１記載の極めて疲労特性の優れた複合組織高強度熱
延鋼板。 - 【請求項３】 請求項１または請求項２記載の組成を有
する鋼をＡｒ3 以上で仕上げ圧延を行い２００℃以下で
巻き取り、このとき仕上圧延終了より巻取までの冷却を
仕上圧延終了から６５０℃までの前段と６５０℃から巻
取までの後段に分け前段での平均冷却速度が１〜３０℃
／秒であり、後段の平均冷却速度が２０〜５０℃／秒で
ありかつ前段平均冷却速度が後段平均冷却速度より小さ
い事を特徴とする極めて疲労特性の優れた複合組織高強
度熱延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP04502998A JP4153580B2 (ja) | 1998-02-26 | 1998-02-26 | 極めて疲労特性の優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP04502998A JP4153580B2 (ja) | 1998-02-26 | 1998-02-26 | 極めて疲労特性の優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH11241141A true JPH11241141A (ja) | 1999-09-07 |
| JP4153580B2 JP4153580B2 (ja) | 2008-09-24 |
Family
ID=12707920
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP04502998A Expired - Fee Related JP4153580B2 (ja) | 1998-02-26 | 1998-02-26 | 極めて疲労特性の優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP4153580B2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2007132548A1 (ja) | 2006-05-16 | 2007-11-22 | Jfe Steel Corporation | 伸び特性、伸びフランジ特性および引張疲労特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
| WO2023241631A1 (zh) * | 2022-06-15 | 2023-12-21 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种800MPa级高扩孔热镀锌钢板及其制造方法 |
-
1998
- 1998-02-26 JP JP04502998A patent/JP4153580B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2007132548A1 (ja) | 2006-05-16 | 2007-11-22 | Jfe Steel Corporation | 伸び特性、伸びフランジ特性および引張疲労特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
| US8075711B2 (en) | 2006-05-16 | 2011-12-13 | Jfe Steel Corporation | Hot-rolled high strength steel sheet having excellent ductility, and tensile fatigue properties and method for producing the same |
| WO2023241631A1 (zh) * | 2022-06-15 | 2023-12-21 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种800MPa级高扩孔热镀锌钢板及其制造方法 |
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|---|---|
| JP4153580B2 (ja) | 2008-09-24 |
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