JP3752071B2

JP3752071B2 - Hot-rolled steel sheet for machining excellent in fatigue characteristics and method for producing the same

Info

Publication number: JP3752071B2
Application number: JP00910998A
Authority: JP
Inventors: 龍雄横井; 浩之棚橋; 宏司岸田; 俊康浮穴
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1998-01-20
Filing date: 1998-01-20
Publication date: 2006-03-08
Anticipated expiration: 2018-01-20
Also published as: JPH11199975A

Description

【０００１】
【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イ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。
【０００５】
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。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。
【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、伸び、低降伏比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、Ｓｉの添加が１．５％以上に限定されているため、鋼板の表面性状が悪くなり疲労強度が低下する可能性がある。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、ミクロ組織にベイナイトやパーライトが生成してしまい低降伏比が得られていないばかりか、十分な疲労限度比が得られない。
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。
【０００８】
【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。
【０００９】
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、０．０５％Ｃ−１．０％Ｓｉ−１．４％Ｍｎ−１．０％Ｃｕ−０．５％Ｎｉ−０．０００３％Ｂに成分調整し溶製した鋳片を熱間圧延して常温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、フェライトを主相とし、マルテンサイトを第二相とする複合組織を有し、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を変化させた鋼板を得た。なお、ここでの第二相は、主としてマルテンサイトであるが、一部残留オーステナイトを含むことも許容されるものである。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。
【００１０】
この結果より、フェライト相とマルテンサイト相および一部残留オーステナイト相を含む複合組織からなる鋼板において、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。
【００１１】
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、０．０５％Ｃ−１．０％Ｓｉ−１．４％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、熱間圧延して常温で巻き取り、ミクロ組織が、フェライトを主相とし、マルテンサイトを第二相とする複合組織を有する鋼板を得た。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。
【００１２】
なお、引張試験による機械的性質については、ＪＩＳＺ２２０１記載の５号試験片にて、ＪＩＳＺ２２４１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。
【００１３】
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（ＥｎｅｒｇｙＤｉｓｐｅｒｓｉｖｅＸ−ｒａｙＳｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｅ：ＥＤＳ）や電子エネルギー損失分光（ＥｌｅｃｔｒｏｎＥｎｅｒｇｙＬｏｓｓＳｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｅ：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（ＦｉｅｌｄＥｍｉｓｓｉｏｎＧｕｎ：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、本願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。
【００１４】
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：０．０３〜０．２０％、
Ｓｉ：０．１〜１．４％、
Ｍｎ：０．５〜３．０％、
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、フェライトを主相とし、マルテンサイトを第二相とする複合組織であり、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。
【００１５】
（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。
【００１６】
（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℃以下の巻取温度で巻き取ることを特徴とする、そのミクロ組織が、フェライトを主相とし、マルテンサイトを第二相とする複合組織であり、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。
鋼板のミクロ組織は、優れた加工性を確保するために、フェライトを主相とし、マルテンサイトを第二相とする複合組織とする。ただし、第二相には、一部に残留オーステナイトを含むことを許容するものである。なお、良好な加工性を保証する良好な延性や７０％以下の低降伏比を確保するためには、フェライトの体積分率が５０％以上でかつ残留オーステナイトの体積分率が５％未満が好ましい。
【００１９】
また、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以下の析出状態とする。これにより、加工性の劣化につながる静的強度の上昇を抑えつつ、すなわち、フェライトとマルテンサイトの複合組織鋼板の優れた加工性を損なうことなく、疲労特性を向上させることができる。一方、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、Ｃｕの析出強化により鋼板の静的強度が著しく上昇するため、加工性が著しく劣化することになる。また、このようなＣｕの析出強化では、疲労限は静的強度の上昇ほどには上昇しないので疲労限度比が低下してしまう。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。
【００２０】
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、０．２０％超含有していると加工性及び溶接性が劣化するので、０．２０％以下とする。また０．０３％未満であると組織中のマルテンサイトの体積率が減少し、強度が低下するので０．０３％以上とする。
Ｓｉは、フェライト変態の促進と未変態オーステナイト中のＣ濃度をあげて複合組織を生成する効果がある。ただし、０．１％未満では、その効果が失われ、１．４％超添加するとスケールの性状が悪くなるため表面性状が劣化して圧延ままでの疲労特性が低下する。そこで、Ｓｉの含有量は０．１％以上、１．４％以下とする。
【００２１】
Ｍｎは、目的とする第二相であるマルテンサイトを得るために、０．５％以上必要である。また、３．０％超添加するとスラブ割れを生ずるため、３．０％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。
【００２２】
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。
【００２３】
Ｃｕは、本発明の最も重要な元素一つであり、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の添加は、０．０００２％以上、０．００２０％以下とする。
【００２４】
Ｎｉは、Ｃｕ含有による熱間脆性防止のために添加する。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。
【００２５】
さらに、強度を付与するために、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。
【００２６】
次に、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
本発明では、目的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て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。
【００２７】
熱間圧延工程は、仕上げ圧延最終パス温度（ＦＴ）がＡｒ₃変態点以上の温度域で終了する必要がある。これは、熱間圧延中に圧延温度がＡｒ₃変態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。
仕上圧延を終了した後の冷却は、まず、Ａｒ₃変態点からＡｒ₁変態点までの温度域（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なため、十分な延性が得られない。また、１０秒超では、パーライトが生成し、目的とするフェライト−マルテンサイトのミクロ組織が得られない。
【００２８】
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、パーライトもしくはベイナイトが生成してしまい目的とするフェライト−マルテンサイトのミクロ組織が得られない。巻取温度が３５０℃超では、ベイナイトが生成して目的とするフェライト−マルテンサイトを主相とするミクロ組織が得られないだけでなく、巻き取り後に静的強度における析出強化能が大きいサイズのＣｕの析出が起こる恐れがあるため、巻取温度は、３５０℃以下と限定する。また、巻取温度の下限値は特に限定する必要はないが、コイルが長時間水濡れの状態にあると錆による外観不良が懸念されるため、５０℃以上が望ましい。
【００２９】
【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〜Ｚ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）で再加熱し、同じく表２に示す仕上圧延温度（ＦＴ）で１．２〜５．４ｍｍの板厚に圧延した後、表２に示す空冷時間で冷却後、表２に示す巻取温度（ＣＴ）でそれぞれ巻き取った。なお表１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、ＪＩＳＺ２２０１記載の５号試験片に加工し、ＪＩＳＺ２２４１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。
【００３０】
【表１】

【００３１】
【表２】

【００３２】
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を鋼板の引張り強さσＢで除した値（疲労限度比σＷ／σＢ）で評価した。
【００３３】
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（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、本願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。
【００３４】
本発明に沿うものは、鋼Ａ−１、Ａ−４、Ｂ−１、Ｃ−１、Ｄ−１、Ｆ−１、Ｈ−１、Ｉ−１、Ｊ−１、Ｊ−２、Ｊ−４、Ｋ−１、Ｌ−２、Ｎ−１、Ｐ−１、Ｒ−１、Ｓ−１、Ｔ−１、Ｗ−１、Ｘ−１、Ｚ−１の２１鋼であり、主相であるフェライトにおけるＣｕ単独で構成される粒子の大きさが２ｎｍ以下である疲労特性に優れた加工用熱延鋼板が得られている。
【００３５】
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。すなわち、鋼Ａ−２は、仕上圧延終了温度（ＦＴ）が本発明の範囲外であるのでフェライト粒にひずみが残留して延性が低下するたけでなく低降伏比（ＹＲ）も得られていない。鋼Ａ−３は、熱間圧延後の巻取温度（ＣＴ）が本発明の範囲外であるのでベイナイトが生成して目的とするフェライト−マルテンサイトを主相とするミクロ組織が得られない。また、Ｃｕ単独で構成される粒子の大きさが２ｎｍ以上になる。そのため十分な疲労限度比（σＷ／σＢ）が得られていない。
【００３６】
鋼Ａ−５は、空冷後の冷却速度（ＣＲ）が本発明の範囲外であるのでパーライトが生成してしまい目的とするフェライト−マルテンサイトを主相とするミクロ組織が得られず低降伏比（ＹＲ）で十分な疲労限度比も得られていない。鋼Ｅ−１は、Ｐの含有量が本発明の範囲外であるのでＰが粒界に偏析して粒界強度を低下させるため十分な疲労限度比が得られていない。鋼Ｇ−１は、Ｃｕの含有量が本発明の範囲外であるので疲労特性を改善する効果が少なく十分な疲労限度比が得られていない。
【００３７】
鋼Ｊ−３および鋼Ｌ−１は、仕上圧延後の空冷時間が本発明の範囲外であるので目的とするフェライト−マルテンサイトを主相とするミクロ組織が得られず低降伏比で十分な疲労限度比も得られていない。鋼Ｍ−１は、Ｂの含有量が本発明の範囲外であるのでＣｕと複合添加されることで発現する疲労特性向上効果を得ることができず十分な疲労限度比も得られていない。鋼Ｏ−１、鋼Ｑ−１は、Ｓｉ含有量が本発明の上限を超えているのでスケールの性状が悪くなり表面性状が劣化するため十分な疲労限度比が得られていない。
【００３８】
鋼Ｕ−１は、Ｓｉの含有量が本発明の下限を割っているのでフェライト変態の促進効果と未変態オーステナイト中へのＣ元素の濃化による複合組織の生成効果が得られず目的とするフェライト−マルテンサイトを主相とするミクロ組織が得られず十分な疲労限度比も得られていない。鋼Ｖ−１は、Ｍｎの含有量が本発明の範囲外であるので目的とする第二相のマルテンサイトを十分に得られず低降伏比も得られていない。鋼Ｙ−１は、Ｃの含有量が本発明の範囲外であるのでミクロ組織中のマルテンサイトの体積率が十分でなく低降伏比で十分な疲労限度比も得られていない。
【００３９】
【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、伸びを始めとする加工性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元素の濃度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。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
TECHNICAL FIELD The present invention relates to a hot-rolled steel sheet for processing excellent in fatigue characteristics and a method for producing the same, and in particular, fatigue suitable as a material that requires both durability and workability of automobile undercarriage parts and road wheels. The present invention relates to a hot-rolled steel sheet for processing excellent in characteristics and a method for producing the same.
[0002]
[Prior art]
In recent years, application of light metals such as Al alloys and high-strength steel sheets to automobile members has been promoted for the purpose of reducing the weight in order to improve the fuel efficiency of automobiles. However, although light metals such as Al alloys have the advantage of high specific strength, their application has been limited to special applications because they are significantly more expensive than steel. In order to promote weight reduction of automobiles in a wider range, the application of inexpensive high-strength steel sheets is strongly demanded.
In general, the higher the strength of a material, the lower the ductility and the lower the workability (formability), and the higher the notch sensitivity. Therefore, in the application of high-strength steel sheets to undercarriage parts and the like of automobiles having complicated shapes, not only the formability but also fatigue durability becomes an important examination subject.
[0003]
As a high-strength hot-rolled steel sheet excellent in workability, in particular, an invention for obtaining a high-strength steel sheet having a low yield ratio and excellent ductility with a microstructure mainly composed of ferrite and martensite is disclosed in, for example, No. 6937, JP-A-60-121225, and the like. In particular, inventions for obtaining a high-strength steel sheet excellent in stretch flangeability (hole expandability) with a microstructure mainly composed of ferrite and bainite are disclosed in, for example, Japanese Patent Laid-Open Nos. 57-145965 and 61-61. This is disclosed in Japanese Patent No. 96057. Furthermore, an invention for obtaining a high-strength steel sheet having these characteristics in a microstructure mainly composed of ferrite, bainite and martensite is disclosed in, for example, Japanese Patent Laid-Open Nos. 3-264646 and 3-277740. It is disclosed.
[0004]
Moreover, as a high strength hot rolled steel sheet having excellent fatigue characteristics, there is a specific method for improving fatigue characteristics in JP-A-4-337026, JP-A-6-145792 and JP-A-8-60240. An invention that utilizes solid solution strengthening of P and / or precipitation strengthening of Cu has been disclosed by paying attention to additive elements. That is, in the above Japanese Patent Laid-Open No. 4-337026, the ferrite crystal grain size is optimized, and the volume fraction of martensite, bainite and austenite, which are the second phase, is optimized to increase the lower limit stress intensity factor range. A technique for improving the fatigue limit ratio by solid solution strengthening of P and precipitation strengthening of Cu is disclosed.
[0005]
Japanese Patent Laid-Open No. 6-145792 discloses that the microstructure is three phases of ferrite, bainite and martensite, and the volume fraction of each phase is specified to ensure strength and stretch flangeability, and Cu precipitation strengthening. Discloses a technique for improving fatigue characteristics. Furthermore, in JP-A-8-60240, the microstructure is three phases of ferrite, bainite and martensite, the volume fraction of each phase is defined to ensure the strength ductility balance, and the coiling temperature is 400 ° C. or higher. A technique for improving fatigue characteristics by precipitation strengthening of Cu is disclosed.
[0006]
[Problems to be solved by the invention]
However, in some parts such as road wheel disks, fatigue durability as well as workability such as elongation and low yield ratio is very important, and it can be said that satisfactory characteristics cannot be obtained with the above-mentioned conventional technology. I do not get. That is, in the invention described in JP-A-4-337026, it is essential that 0.03 to 0.15% of P that segregates at the grain boundaries and causes grain boundary embrittlement is added. When the grain boundary fracture, which is the starting point, occurs, the fatigue characteristics may be significantly deteriorated. Furthermore, this document does not describe anything about the addition of B that suppresses grain boundary embrittlement due to P or the like.
[0007]
Further, in the invention described in JP-A-6-145792, the addition of Si is limited to 1.5% or more, so that the surface properties of the steel sheet may be deteriorated and the fatigue strength may be reduced. Furthermore, in the invention described in JP-A-8-60240, since the coiling temperature is defined as 400 ° C. or higher, bainite and pearlite are generated in the microstructure, and a low yield ratio is not obtained. Or a sufficient fatigue limit ratio cannot be obtained.
Therefore, the present invention clarifies the steel sheet characteristics and the manufacturing method thereof for achieving both fatigue characteristics and workability, and can advantageously solve the above-described problems of the prior art, and the hot-rolled steel sheet for processing excellent in fatigue characteristics and the The object is to provide a manufacturing method.
[0008]
[Means for Solving the Problems]
The present inventors have achieved both the fatigue characteristics and workability of hot-rolled steel sheet in consideration of the manufacturing process of hot-rolled steel sheet produced on an industrial scale by the continuous hot rolling equipment that is currently normally employed. As much research as possible. As a result, it was found that a Cu precipitate having a particle size of 2 nm or less composed of solid solution of Cu or Cu alone is very effective for improving fatigue characteristics and does not impair workability. It is a thing.
[0009]
The basic research results that led to the present invention will be described below.
First, the effect of the particle size composed of Cu alone in the ferrite phase on the fatigue characteristics was investigated. The test material for that purpose was prepared as follows. That is, hot-rolling a cast slab prepared by adjusting the components to 0.05% C-1.0% Si-1.4% Mn-1.0% Cu-0.5% Ni-0.0003% B The steel sheet wound at room temperature is kept isothermally at 100 to 600 ° C. for 1 hour, and then subjected to a heat treatment for furnace cooling, and the microstructure is a composite structure in which ferrite is the main phase and martensite is the second phase. Thus, a steel sheet was obtained in which the size of particles composed solely of Cu in the ferrite phase was changed. The second phase here is mainly martensite, but it is allowed to partially contain retained austenite. The results of fatigue tests on these steel sheets are shown in FIG.
[0010]
From this result, in the steel sheet composed of a composite structure containing a ferrite phase and a martensite phase and a partially retained austenite phase, there is a strong correlation between the average size of particles composed of Cu alone in the ferrite phase and the fatigue limit ratio, It has been newly found that the fatigue limit ratio is remarkably improved when the average size of particles composed of Cu alone in the ferrite phase is 2 nm or less. Moreover, it also newly discovered that the steel plate whose average size of the particle | grains comprised only by Cu in a ferrite phase is 2 nm or less can be manufactured by restrict | limiting hot rolling conditions etc.
[0011]
Next, the effect of the B element on the fatigue characteristics was investigated. The test material for that purpose was prepared as follows. That is, based on 0.05% C-1.0% Si-1.4% Mn-0.5% Ni steel, steel added with 1.0% Cu and steel not added with Cu, , A slab prepared by adjusting the composition of steel with varying B content concentration and hot-rolled and wound at room temperature, and the microstructure is a composite structure in which ferrite is the main phase and martensite is the second phase A steel plate having The results of fatigue tests on these steel plates are shown in FIG. From this result, it is novel that there is a strong correlation between the B content concentration and the fatigue limit ratio only for steel to which 1.0% Cu is added, and the fatigue limit ratio is remarkably improved when the B content concentration is 2 ppm or more. I found out.
[0012]
In addition, about the mechanical property by a tensile test, it measured with the test method of JISZ2241 with the No. 5 test piece of JISZ2201. Further, the fatigue characteristics of the steel sheet are as follows: a fatigue test piece having a plate thickness of 3.0 mm, a length of 98 mm, a width of 38 mm, a minimum cross-sectional width of 20 mm, and a notch curvature radius of 30 mm as shown in FIG. The fatigue strength σW at 2 × 10 ⁶ times obtained by a complete double swing plane bending fatigue test was evaluated by a value (fatigue limit ratio σW / σB) obtained by dividing the tensile strength σB of the steel sheet.
[0013]
Moreover, the particle | grains comprised only with Cu in a ferrite phase extract | collect a transmission electron microscope sample from the place of 1/4 thickness of test steel, and energy dispersive X-ray spectroscopy (Energy Dispersive X-ray Spectroscope: EDS). And a transmission electron microscope equipped with a field emission electron gun (FEG) having an acceleration voltage of 200 kV to which a composition analysis function of Electron Energy Loss Spectroscope (EELS) is added. The composition of the observed particles was confirmed to be Cu alone by the EDS and EELS. Moreover, the size of the particle | grains comprised only by Cu in the ferrite phase prescribed | regulated by this application is the average value in the one visual field of what measured the size of the particle | grains observed, respectively.
[0014]
The present invention is constituted by the above findings, and the gist thereof is as follows.
(1) In mass%,
C: 0.03 to 0.20%
Si: 0.1 to 1.4%,
Mn: 0.5 to 3.0%
P: ≦ 0.02%
S: ≦ 0.01%,
Al: 0.005 to 0.1%,
Cu: 0.2 to 2.0%,
B: 0.0002 to 0.0020%
In which the balance is Fe and inevitable impurities, and its microstructure is a composite structure with ferrite as the main phase and martensite as the second phase, and the presence state of Cu in the ferrite phase is: A hot-rolled steel sheet for processing excellent in fatigue characteristics, characterized in that a solid solution state or a particle size composed of Cu alone is a precipitation state of 2 nm or less .
[0015]
(2) The steel is further in mass%,
Ni: 0.1 to 1.0%
The hot-rolled steel sheet for processing excellent in fatigue characteristics as described in (1) above, characterized by comprising:
(3) The steel is further in mass%,
Ca: 0.005 to 0.02%,
REM: 0.005 to 0.2%
The hot-rolled steel sheet for work having excellent fatigue properties according to the above (1) or (2), characterized by containing one or two of the following.
[0016]
(4) The steel is further in mass%,
Mo: 0.05-0.2%
V: 0.02 to 0.2%,
Ti: 0.01-0.2%
Nb: 0.01 to 0.1%,
Cr: 0.01 to 0.3%
Zr: 0.02 to 0.2%
The hot-rolled steel sheet for processing excellent in fatigue properties according to any one of the above (1) to (3), comprising one or more of the following.
[0017]
(5) Upon the above (1) to (4) hot rolling the steel slab having a component according to any one of, after completion of the hot finish rolling at Ar ₃ transformation point or higher, the Ar ₃ transformation point Air-cooled for 1 to 10 seconds in the temperature range up to the Ar ₁ transformation point, then cooled at a cooling rate of 20 ° C./s or more, and wound at a coiling temperature of 350 ° C. or less. Is a composite structure in which ferrite is the main phase and martensite is the second phase, and the presence state of Cu in the ferrite phase is a solid solution state or a precipitation state in which the size of particles composed of Cu alone is 2 nm or less. It is in the manufacturing method of the hot-rolled steel plate for a process excellent in the fatigue characteristic which is.
[0018]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
Hereinafter, the present invention will be described in detail.
First, the microstructure of the steel sheet of the present invention and the presence state of Cu will be described.
The microstructure of the steel sheet is a composite structure in which ferrite is the main phase and martensite is the second phase in order to ensure excellent workability. However, the second phase is allowed to partially contain retained austenite. In order to ensure good ductility to ensure good workability and a low yield ratio of 70% or less, it is preferable that the volume fraction of ferrite is 50% or more and the volume fraction of retained austenite is less than 5%. .
[0019]
In addition, the state of Cu in the ferrite phase is a solid solution state or a precipitation state in which the size of particles composed of Cu alone is 2 nm or less . As a result, it is possible to improve the fatigue characteristics while suppressing an increase in static strength that leads to deterioration of workability, that is, without impairing the excellent workability of the composite structure steel plate of ferrite and martensite. On the other hand, if the size of particles composed solely of Cu in the ferrite phase is more than 2 nm, the static strength of the steel sheet is remarkably increased due to precipitation strengthening of Cu, so that the workability is remarkably deteriorated. In addition, in such Cu precipitation strengthening, the fatigue limit does not increase as much as the static strength increases, so the fatigue limit ratio decreases. Therefore, the size of particles composed of Cu alone in the ferrite phase needs to be 2 nm or less.
[0020]
Next, the reasons for limiting the chemical components of the present invention will be described.
If the C content exceeds 0.20%, workability and weldability deteriorate, so the content is made 0.20% or less. Moreover, since the volume ratio of the martensite in a structure | tissue will reduce and intensity | strength will fall that it is less than 0.03%, it is set as 0.03% or more.
Si has the effect of promoting the ferrite transformation and increasing the C concentration in the untransformed austenite to form a composite structure. However, if it is less than 0.1%, the effect is lost, and if it exceeds 1.4%, the scale properties deteriorate, so the surface properties deteriorate and the fatigue properties as-rolled deteriorate. Therefore, the Si content is 0.1% or more and 1.4% or less.
[0021]
Mn is required to be 0.5% or more in order to obtain martensite which is the target second phase. Further, if added over 3.0%, slab cracking occurs, so the content is made 3.0% or less.
When P is added in excess of 0.02%, it not only adversely affects workability and weldability, but also segregates at the grain boundaries to reduce grain boundary strength and cause grain boundary embrittlement, so the P content is made 0.02% or less. .
[0022]
If S is too large, it will cause cracking during hot rolling, so it should be reduced as much as possible.
Al needs to be added in an amount of 0.005% or more for deoxidation of molten steel, but adding too much amount not only increases non-metallic inclusions and deteriorates elongation, but also increases costs. The upper limit is 0.1%.
[0023]
Cu is one of the most important elements of the present invention, and has the effect of improving fatigue properties by being deposited in a solid solution or a particle size of 2 nm or less. However, if less than 0.2%, the effect is small, and even if added over 2.0%, the effect is saturated, so the range of addition is limited to 0.2 to 2.0%.
B is one of the most important elements of the present invention, and has the effect of increasing the fatigue limit when added in combination with Cu. However, if it is less than 0.0002%, it is insufficient for obtaining the effect, and if added over 0.0020%, slab cracking occurs. Therefore, the addition of B is set to 0.0002% or more and 0.0020% or less.
[0024]
Ni is added to prevent hot brittleness due to Cu inclusion. However, if less than 0.1%, the effect is small, and even if added over 1.0%, the effect is saturated, so 0.1 to 1.0%.
Ca and REM are elements that are detoxified by changing the form of non-metallic inclusions that become the starting point of destruction or deteriorate workability. However, even if less than 0.005% is added, the effect is not obtained. If Ca is more than 0.02% and if REM is added more than 0.2%, the effect is saturated. 0.02%, REM: 0.005 to 0.2%.
[0025]
Further, in order to impart strength, one or more of precipitation strengthening or solid solution strengthening elements of Mo, V, Ti, Nb, Cr, and Zr may be added. However, if it is less than 0.05%, 0.02%, 0.01%, 0.01%, 0.01%, and 0.02%, the effect cannot be obtained. Moreover, the effect will be saturated even if added over 0.2%, 0.2%, 0.2%, 0.1%, 0.3% and 0.2%, respectively.
[0026]
Next, regarding the reason for limitation of the production method of the present invention, in the present invention described in detail below, the slab obtained by casting the molten steel whose components are adjusted so as to have the target component content remains as a high-temperature slab. It may be sent directly to a hot rolling mill, or may be hot-rolled by reheating in a heating furnace after cooling to room temperature. The reheating temperature is not particularly limited, but if it is 1350 ° C. or higher, the amount of scale-off increases and the yield decreases, so the reheating temperature is preferably less than 1350 ° C.
[0027]
The hot rolling process needs to be completed in a temperature range where the final rolling final pass temperature (FT) is equal to or higher than the Ar ₃ transformation point. This is because if the rolling temperature falls below the Ar ₃ transformation point during hot rolling, strain remains in the ferrite grains and ductility decreases.
The cooling after finishing rolling is first air-cooled for 1 to 10 seconds in the temperature range (two-phase region of ferrite and austenite) from the Ar ₃ transformation point to the Ar ₁ transformation point. The air cooling here is performed to promote the ferrite transformation in the two-phase region, but if it is less than 1 second, the ferrite transformation in the two-phase region is insufficient, so that sufficient ductility cannot be obtained. If it exceeds 10 seconds, pearlite is generated, and the desired ferrite-martensite microstructure cannot be obtained.
[0028]
Next, from the temperature range to the coiling temperature (CT), cooling is performed at a cooling rate of 20 ° C./s or more, but at a cooling rate of less than 20 ° C./s, pearlite or bainite is generated and the target ferrite is produced. -A martensitic microstructure cannot be obtained. When the coiling temperature is higher than 350 ° C., not only the microstructure containing bainite as a main phase but the target ferrite-martensite is not obtained, but the size of the precipitation strengthening ability in static strength after winding is large. Since the precipitation of Cu may occur, the coiling temperature is limited to 350 ° C. or less. Further, the lower limit value of the coiling temperature is not particularly limited. However, if the coil is wet for a long time, there is a concern about poor appearance due to rust.
[0029]
【Example】
The following examples further illustrate the present invention.
The steels A to Z having chemical components shown in Table 1 were melted in a converter, re-heated at the heating temperature (SRT) shown in Table 2 after continuous casting, and the finish rolling temperature shown in Table 2 as well. After rolling to a plate thickness of 1.2 to 5.4 mm with (FT), after cooling in the air cooling time shown in Table 2, each was wound at the winding temperature (CT) shown in Table 2. In addition, the display about the chemical composition in Table 1 is the mass%.
The tensile test of the hot-rolled sheet thus obtained was performed by first processing the specimen into a No. 5 test piece described in JIS Z 2201, and following the test method described in JIS Z 2241. Table 2 shows the test results.
[0030]
[Table 1]

[0031]
[Table 2]

[0032]
Further, in a plane bending fatigue test piece having a plate thickness of 3.0 mm, a length of 98 mm, a width of 38 mm, a minimum cross-sectional width of 20 mm, and a notch curvature radius of 30 mm as shown in FIG. A swing plane bending fatigue test was conducted. The fatigue properties of the steel sheet were evaluated by a value (fatigue limit ratio σW / σB) obtained by dividing the fatigue strength σW at 2 × 10 ⁶ times by the tensile strength σB of the steel sheet.
[0033]
In addition, for the particles composed of Cu alone in the ferrite phase, a transmission electron microscope sample is taken from a thickness of 1/4 of the test steel, and energy dispersive X-ray spectroscopy (EDS) or electron energy loss spectroscopy (EELS) is obtained. ) With a composition analysis function, and a transmission electron microscope equipped with a field emission electron gun (FEG) having an acceleration voltage of 200 kV. The composition of the observed particles was confirmed to be Cu alone by the EDS and EELS. Moreover, the size of the particle | grains comprised only by Cu in the ferrite phase prescribed | regulated by this application is the average value in the one visual field of what measured the size of the particle | grains observed, respectively.
[0034]
In accordance with the present invention, steels A-1, A-4, B-1, C-1, D-1, F-1, H-1, I-1, J-1, J-2, J- 4, K-1, L-2, N-1, P-1, R-1, S-1, T-1, W-1, X-1, Z-1 21 steel, A hot-rolled steel sheet for processing excellent in fatigue characteristics in which the size of particles composed of Cu alone in a ferrite is 2 nm or less has been obtained.
[0035]
Steels other than the above are outside the scope of the present invention for the following reasons. That is, steel A-2 has a finish rolling finish temperature (FT) outside the range of the present invention, so that not only does the ferrite grains have strain and the ductility is lowered, but also a low yield ratio (YR) is not obtained. . In Steel A-3, the coiling temperature (CT) after hot rolling is outside the range of the present invention, so that bainite is generated and a microstructure containing the intended ferrite-martensite as the main phase cannot be obtained. In addition, the size of the particles composed of Cu alone is 2 nm or more. Therefore, a sufficient fatigue limit ratio (σW / σB) is not obtained.
[0036]
Steel A-5 has a low yield ratio because the cooling rate after air cooling (CR) is out of the range of the present invention, so that pearlite is generated and the microstructure containing the intended ferrite-martensite as the main phase cannot be obtained. (YR) does not provide a sufficient fatigue limit ratio. In Steel E-1, since the P content is outside the range of the present invention, P segregates at the grain boundaries to lower the grain boundary strength, so that a sufficient fatigue limit ratio is not obtained. In Steel G-1, since the Cu content is outside the range of the present invention, the effect of improving fatigue characteristics is small and a sufficient fatigue limit ratio is not obtained.
[0037]
In Steel J-3 and Steel L-1, the air cooling time after finish rolling is outside the scope of the present invention, so that the microstructure with the main phase of the intended ferrite-martensite is not obtained, and a low yield ratio is sufficient. The fatigue limit ratio is not obtained. In Steel M-1, the content of B is outside the range of the present invention, so that it is not possible to obtain the effect of improving the fatigue characteristics that are manifested by being compounded with Cu, and a sufficient fatigue limit ratio is not obtained. In Steel O-1 and Steel Q-1, since the Si content exceeds the upper limit of the present invention, the scale properties deteriorate and the surface properties deteriorate, so that a sufficient fatigue limit ratio is not obtained.
[0038]
Steel U-1 is intended because the Si content is less than the lower limit of the present invention, and the effect of promoting the ferrite transformation and the effect of forming the composite structure due to the concentration of C element in the untransformed austenite cannot be obtained. A microstructure whose main phase is ferrite-martensite is not obtained, and a sufficient fatigue limit ratio is not obtained. In Steel V-1, since the Mn content is outside the range of the present invention, the intended second-phase martensite cannot be sufficiently obtained, and the low yield ratio is not obtained. Steel Y-1 has a C content outside the range of the present invention, so that the volume fraction of martensite in the microstructure is not sufficient, and a sufficient fatigue limit ratio is not obtained with a low yield ratio.
[0039]
【The invention's effect】
As described above in detail, the present invention provides a hot-rolled steel sheet for processing excellent in fatigue characteristics and a method for producing the same, and by using these hot-rolled steel sheets, workability including elongation is improved. Since significant improvement in fatigue characteristics can be expected while sufficiently ensuring, the present invention can be said to be an invention with high industrial value.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a graph showing the results of a preliminary experiment leading to the present invention in relation to the size of particles composed of Cu alone and the fatigue limit ratio.
FIG. 2 is a diagram showing the results of a preliminary experiment leading to the present invention in relation to the concentration of B element and the fatigue limit ratio.
FIG. 3 is a diagram illustrating the shape of a fatigue test piece.

Claims

In mass%
C: 0.03 to 0.20%
Si: 0.1 to 1.4%,
Mn: 0.5 to 3.0%
P: ≦ 0.02%
S: ≦ 0.01%,
Al: 0.005 to 0.1%,
Cu: 0.2 to 2.0%,
B: 0.0002 to 0.0020%
In which the balance is Fe and inevitable impurities, and its microstructure is a composite structure with ferrite as the main phase and martensite as the second phase, and the presence state of Cu in the ferrite phase is: A hot-rolled steel sheet for processing excellent in fatigue characteristics, characterized in that a solid solution state or a particle size composed of Cu alone is a precipitation state of 2 nm or less .

Steel is also in mass%,
Ni: 0.1 to 1.0%
The hot-rolled steel sheet for processing excellent in fatigue characteristics according to claim 1, comprising:

Steel is also in mass%,
Ca: 0.005 to 0.02%,
REM: 0.005 to 0.2%
The hot-rolled steel sheet for work having excellent fatigue characteristics according to claim 1 or 2, characterized by containing one or two of the following.

Steel is also in mass%,
Mo: 0.05-0.2%
V: 0.02 to 0.2%,
Ti: 0.01-0.2%
Nb: 0.01 to 0.1%,
Cr: 0.01 to 0.3%
Zr: 0.02 to 0.2%
The hot-rolled steel sheet for processing excellent in fatigue characteristics according to any one of claims 1 to 3, characterized by containing one or more of the following.

Upon claims 1 to between claims of the steel strip having components according to any one of claims 4 hot rolling, after completion of the hot finish rolling at Ar ₃ transformation point or higher, Ar ₁ transformation point from Ar ₃ transformation point The microstructure is characterized in that it is air-cooled in a temperature range of 1 to 10 seconds, then cooled at a cooling rate of 20 ° C./s or more, and wound at a winding temperature of 350 ° C. or less. It is a composite structure having a main phase and martensite as the second phase, and the presence state of Cu in the ferrite phase is a solid solution state or a precipitation state in which the size of particles composed of Cu alone is 2 nm or less. The manufacturing method of the hot-rolled steel plate for processing excellent in the.