JP2000290748A - 耐切欠き疲労特性に優れる加工用熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 一般のホットストリップミルで容易に製造可
能であり、超微細粒を有し、かつ異方性の小さい機械的
特性を有し、耐切欠き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案する。 【解決手段】 重量％で、Ｃ：0.01〜0.3 ％、Si：2.0
％以下、Mn：3.0 ％以下、Ｐ：0.5 ％以下、Ti：0.03〜
0.3 ％、Al：0.2 ％以下を含む圧延素材を、1150℃以下
に加熱して、動的再結晶温度低温域で５パス以上の圧下
を行い、動的再結晶温度低温域での最終圧下を圧下率15
〜30％、最終圧下以外の圧下を４〜20％とし、圧延仕上
げ温度を（Ａr₃変態点＋30℃）以上、（Ａr₃変態点＋10
0 ℃）以下とする熱間圧延を施す。これにより、フェラ
イト平均粒径４μm 未満、第２相粒子の粒径８μm 以
下、最隣接第２相粒子間の間隔が第２相粒子の粒径以上
となる割合が80％以上となり、超微細粒を有し、機械的
特性の異方性が小さくなり、切欠き感度係数ｑが、（0.
0012×ＴＳ−0.3 ）以下を満足して、耐切欠き疲労特性
が向上する。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、自動車用、家電
用、機械構造用、建築用等の使途に適用して有利な熱延
鋼板に係り、とくに熱延のままで超微細粒を有し、延
性、靱性、強度−伸びバランス、耐疲労特性、とくに耐
切欠き疲労特性に優れ、さらにこれらの特性の異方性が
小さい熱延鋼板に関する。

【０００２】

【従来の技術】自動車用、家電用、機械構造用、建築用
等に用いられる鋼材には、強度、加工性、靱性といった
機械的性質が優れていることが要求される。これらの機
械的性質を総合的に向上させる手段として組織を微細化
することが有効であることから、微細な組織を得るため
の製造方法が数多く提案されてきた。また、高張力鋼に
おいては、近年、低コストと高機能特性を両立できる高
張力鋼板の開発に目標が移行しつつある。また、さら
に、自動車用鋼板においては、衝突時に乗員を保護する
ために、高強度化に加えて耐衝撃性にも優れていること
が要求されている。このようなことから、高張力化に伴
う延性、靱性、耐久比などの劣化を抑える目的で高張力
鋼における組織の微細化が重要な課題となっている。

【０００３】組織の微細化手段としては、大圧下圧延
法、制御圧延法、制御冷却法などが知られている。大圧
下圧延法については、例えば、特開昭58-123823 号公
報、特公平5-65564号公報に代表される提案がある。こ
れらの提案における組織微細化機構の要点は、オーステ
ナイト粒に大圧下を加え、γ→α歪誘起変態を促進させ
ることにある。しかし、これらの方法は、ある程度の微
細化は達成できるが、１パスあたりの圧下量を40％以上
にするなど、一般的なホットストリップミルでは実現し
がたいという問題に加えて、大圧下圧延により結晶粒が
偏平となるため、機械的性質に異方性が生じたり、セパ
レーションにより破壊吸収エネルギーが低下するという
問題もあった。

【０００４】一方、制御圧延法、制御冷却法を適用した
例として、NbもしくはTiを含む析出強化型鋼板がある。
これらの鋼板は、Nb、Tiの析出強化作用を利用して高張
力化を図るとともに、Nb、Tiがそなえるオーステナイト
粒の再結晶抑制作用を利用して低温仕上圧延を施し、未
再結晶変形オーステナイト粒からのγ→α歪誘起変態に
よってフェライト結晶粒を微細化するものである。しか
し、これらの鋼板では、機械的性質の異方性が大きいと
いう問題がある。例えば、プレス成形を施す自動車用鋼
板などでは、成形限界は最も延性の劣る方向の特性水準
によって決まるため、異方性の大きい鋼板では、組織を
微細化した効果が特性として全く現れない場合がある。
また、構造材等に用いた場合も同様で、構造用材等で重
要な靱性、疲労強度などの異方性が大きくなり、組織を
微細化した効果が特性として全く現れない場合がある。

【０００５】また、特開平2-301540号公報には、素材鋼
を少なくとも１部がフェライトからなる組織状態として
おき、これを塑性加工を加えつつ変態点（Ａc₁点）以上
の温度域に昇温するか、この昇温に続いてＡc₁点以上の
温度域に一定時間保持して、組織の１部または全部を一
旦オーステナイトに逆変態させたのち、超微細オーステ
ナイト粒を出現させ、その後冷却し平均結晶粒径が５μ
m 以下の等方的フェライト結晶粒を主体とする組織とす
ることが記載されている。しかしながら、この方法によ
っても、完全には異方性を無くすことはできていない。

【０００６】また、最近では、熱間圧延前のオーステナ
イト粒を極度に微細化して圧延し動的再結晶とさらに制
御冷却を利用し、組織を微細化する方法が、例えば、特
開平9-87798 号公報、特開平9-143570号公報、特開平10
-8138 号公報に記載されている。特開平9-87798 号公報
には、Mn：1.0 〜2.5 wt％、Ti：0.05〜0.30wt％、ある
いはTi：0.05〜0.30wt％およびNb：0.30wt％以下を含有
するスラブを950 〜1100℃の温度に加熱し、１パス当た
りの圧下率が20％以上となる圧延を少なくとも２回以上
行い、仕上圧延温度がＡr₃変態点以上となる熱間圧延を
行った後、20℃／s 以上の冷却速度で冷却し、350 〜55
0 ℃で巻き取り、平均結晶粒径10μm 未満のポリゴナル
フェライト75体積％以上と、残留オーステナイト５〜20
体積％の組織とする高張力熱延鋼板の製造方法が開示さ
れている。

【０００７】特開平9-143570号公報には、Ti：0.05〜0.
3 wt％、Nb：0.10wt％以下のうちの１種または２種を含
有する鋼を950 〜1100℃の温度に加熱し、１パス当たり
の圧下率が20％以上となる圧延を少なくとも２回以上行
い、仕上圧延温度がＡr₃変態点以上となるように熱間圧
延し、Ａr₃変態点〜750 ℃を20℃／s 以上の冷却速度で
冷却し、750 ℃未満〜600 ℃の温度範囲で5 〜20sec 間
滞留させたのち、再び20℃／s 以上の冷却速度で550 ℃
以下の温度まで冷却し、550 ℃以下の温度で巻き取り、
フェライト80体積％以上で平均フェライト粒径10μm 未
満の極微細組織を有する高張力熱延鋼板の製造方法が開
示されている。

【０００８】特開平10-8138 号公報には、Mn：1.0 wt％
以下、Ti：0.05〜0.30wt％、あるいはTiの全部または１
部に代え、その２倍量のNbを含有する鋼スラブを950 〜
1100℃の温度に加熱し、１パス当たりの圧下率が20％以
上となる圧延を少なくとも２回以上行い、仕上圧延温度
がＡr₃変態点以上となる熱間圧延を施した後、20℃／s
以上の冷却速度で冷却し、350 〜550 ℃で巻き取り、フ
ェライトと残留オーステナイトからなる超微細粒組織を
有する高張力熱延鋼板の製造方法が開示されている。

【０００９】

【発明が解決しようとする課題】しかしながら、特開平
9-87798 号公報、特開平9-143570号公報、特開平10-813
8 号公報に記載された技術は結晶粒の微細化に主眼をお
いたものであるが、粒径は3.6 μm 程度までは得られる
ものの、これらの技術を用いて製造された鋼板では、強
度および延性は向上するが、機械的特性の異方性は、と
くに自動車用鋼板の加工性という観点から、許容できる
ほど小さくなっているとは言い難く、さらに異方性を小
さくする必要があった。このようなことから、超微細組
織を有し、かつ異方性が小さく、加工性に優れた熱延鋼
板が要望されていた。

【００１０】また、自動車用鋼板の中で、繰返し応力が
負荷されるホイール、フレーム等の自動車用部材に適用
される鋼板では、静的強度よりも疲労強度、とくに切欠
き疲労強度が高いことが要求されている。このようなこ
とから、熱延高強度鋼板において切欠き疲労強度を向上
させる技術がいくつか提案されている（例えば特開平５
−179346号公報）。

【００１１】しかし、従来の技術は切欠き疲労強度その
ものを単に上昇させようとするものであり、平滑疲労強
度に対する切欠き疲労強度の低下を本質的に改善しよう
とする観点は含まれていなかった。このため、平滑疲労
強度の過度の上昇を含む解決手段しか提示できず、過剰
スペックによる素材コストの増加や加工性の低下が避け
られなかった。また、切欠き穴形状の相違による疲労強
度の変化が大きい素材では、設計変更やプレス品の共通
化（車種により孔空け等の詳細部が異なる場合がある）
に対応できず、迅速な部品開発や製造コストの削減の障
害となっている。

【００１２】結晶粒の微細化は一般に疲労強度を改善す
るとはされているが、それでも従来の鋼板の切欠き疲労
強度は、平滑疲労強度の2/3 を超えることや引張り強さ
の1/2 を超えることはほとんど無く、上記の問題は解決
されていない。本発明は、上記した従来技術の問題を有
利に解決し、一般のホットストリップミルで容易に製造
可能であり、超微細粒を有し、かつ異方性の小さい機械
的特性を有し、耐切欠き疲労特性、とくに切欠き感受性
に優れた加工用熱延鋼板およびその製造方法を提案する
ことを目的とする。

【００１３】

【課題を解決するための手段】本発明者らは、上記した
課題を達成すべく鋭意研究を重ねた結果、従来の組織微
細化手段では、主相であるフェライトの微細化のみを考
えていたため、第２相の分布形態については何の考慮も
払われていないことに想到した。従来の組織微細化手段
により製造された鋼板では、第２相は帯状、あるいはク
ラスター状に分布しており、本発明者らは、このような
第２相の分布が、例えば延性の異方性を大きくし、プレ
ス性等の加工性を劣化させ、さらに耐切欠き疲労特性を
劣化させていたものと考え、第２相を微細にしかも島状
に分散させるのがよいことに想到した。本発明者らは、
第２相の微細化は、第２相と主相との粒径差を小さく
し、局部伸びを向上させ、この第２相の微細化による局
部変形能の向上により、切欠き部での剪断変形面が滑ら
かとなり、切欠き部での初期亀裂の発生が抑制され、耐
切欠き疲労特性が向上するものと推察した。

【００１４】本発明者らは、主相を微細化することに加
えて、第２相を微細にしかも島状に分散させる方法につ
いてさらに検討した。その結果、本発明者らは、熱間圧
延時の加熱に際し、圧延素材のオーステナイト粒径を極
端に微細化したのち、熱間圧延を行うと、その後の圧延
−再結晶が加速度的に生じる動的再結晶が生じ、、圧延
後の結晶粒が大幅に微細化する、しかも、熱間圧延時、
初期オーステナイト粒を微細化すれば、仕上圧延のよう
な、より低温、より高歪速度域、より低歪域でも動的再
結晶が生じるようになることを知見した。

【００１５】さらに、本発明者らは、圧延素材の初期オ
ーステナイト粒を微細化し、さらに熱間圧延時、オース
テナイト（γ）域の動的再結晶温度低温域で繰り返し圧
下、しかも従来の細粒化技術に比べて、比較的軽圧下す
ることにより、フェライト粒に加えて第２相粒子も微細
化し、しかも第２相粒子を島状に分散して形成させるこ
とができることを知見した。γ域の動的再結晶温度域で
繰り返し軽圧下することにより、γ粒の回復、再結晶が
圧延後直ちに起こり、γ粒が微細化され、そのγ粒から
γ→α変態で形成されるフェライト粒が平均粒径４μm
未満まで微細化され、しかも同時に第２相粒子も微細に
かつ島状に分散して形成される。これにより強度と加工
性という相反する特性をバランスよく向上できる。

【００１６】さらに、本発明者らは、熱間圧延の圧延仕
上げ温度を、（Ａr₃変態点＋30℃）以上、（Ａr₃変態点
＋100 ℃）以下、好ましくは（Ａr₃変態点＋60℃）以下
と限定することにより、フェライト粒を特定の結晶方位
に揃える（配向させる）ことなく、フェライト粒の結晶
方位を分散させ、疲労亀裂の伝播を抑制でき、耐切欠き
疲労特性が向上するという知見を得た。

【００１７】本発明は、上記した知見に基づきさらに検
討を加え完成されたものである。すなわち、本発明は、
フェライトを主相とする熱延鋼板であって、前記フェラ
イトの平均粒径が４μm 未満であることを特徴とする超
微細粒を有し耐切欠き疲労特性に優れる加工用熱延鋼板
である。また、本発明は、フェライトを主相とし、主相
と第２相粒子とからなる組織を有する熱延鋼板であっ
て、前記フェライトの平均粒径が４μm 未満であり、前
記第２相粒子の平均粒径が８μm 以下、アスペクト比が
2.0 以下で、かつ最隣接第２相粒子間の間隔が、該第２
相粒子の粒径以上となる割合が80％以上である組織を有
し、かつ次（１）式 ｑ＝（β−１）／（α−１） ………（１） （ここで、ｑ：切欠き感度係数、α：ピアス孔状の切欠
き部の応力集中係数、β：疲労強度の切欠きによる低下
割合＝（鋼板の平滑疲労強度）／（鋼板のピアス孔状切
欠き疲労強度））で定義される切欠き感度係数ｑが静的
引張強さＴＳとの関係で次（２）式 ｑ≦0.0012×ＴＳ−0.3 ただし、ＴＳ＞500MPa ………（２） （ここで、ｑ：切欠き感度係数、ＴＳ：鋼板の引張強さ
（MPa ））を満足することを特徴とする超微細粒を有し
耐切欠き疲労特性に優れる加工用熱延鋼板であり、ま
た、本発明では、前記第２相粒子が、パーライト、ベイ
ナイト、マルテンサイト、残留オーステナイトから選ば
れた１種または２種以上であるのが好ましい。

【００１８】また、本発明では、前記熱延鋼板が、重量
％で、Ｃ：0.01〜0.3 ％、Si：2.0％以下、Mn：3.0 ％
以下、Ｐ：0.5 ％以下、Ti：0.03〜0.3 ％、Al：0.2 ％
以下を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成
を有するのが好ましい。また、本発明では、前記熱延鋼
板が、重量％で、Ｃ：0.01〜0.3 ％、Si：2.0％以下、M
n：3.0 ％以下、Ｐ：0.5 ％以下、Ti：0.03〜0.3 ％、
Al ：0.2 ％以下を含み、さらに、Ａ群：Nb：0.3 ％以
下、Ｖ：0.3 ％以下から選ばれた１種または２種を含有
し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する
のが好ましい。

【００１９】また、本発明では、前記熱延鋼板は、重量
％で、Ｃ：0.01〜0.3 ％、Si：2.0％以下、Mn：3.0 ％
以下、Ｐ：0.5 ％以下、Ti：0.03〜0.3 ％、Al：0.2 ％
以下を含み、さらに、Ｂ群：Cu：1.0 ％以下、Mo：1.0
％以下、Ni：1.0 ％以下、Cr：1.0 ％以下から選ばれた
１種または２種以上を含有し、残部Feおよび不可避的不
純物からなる組成を有するのが好ましい。

【００２０】また、本発明では、前記熱延鋼板は、重量
％で、Ｃ：0.01〜0.3 ％、Si：2.0％以下、Mn：3.0 ％
以下、Ｐ：0.5 ％以下、Ti：0.03〜0.3 ％、Al：0.2 ％
以下を含み、さらに、Ｃ群：Ca、REM 、Ｂのうちの１種
または２種以上を合計で0.005 ％以下含有し残部Feおよ
び不可避的不純物からなる組成を有するのが好ましい。

【００２１】また、本発明では、前記熱延鋼板は、重量
％で、Ｃ：0.01〜0.3 ％、Si：2.0％以下、Mn：3.0 ％
以下、Ｐ：0.5 ％以下、Ti：0.03〜0.3 ％、Al：0.2 ％
以下を含み、さらに、Ａ群：Nb：0.3 ％以下、Ｖ：0.3
％以下から選ばれた１種または２種、およびＢ群：Cu：
1.0 ％以下、Mo：1.0 ％以下、Ni：1.0 ％以下、Cr：1.
0 ％以下から選ばれた１種または２種以上を含有し、残
部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有するのが好
ましい。

【００２２】また、本発明では、前記熱延鋼板は、重量
％で、Ｃ：0.01〜0.3 ％、Si：2.0％以下、Mn：3.0 ％
以下、Ｐ：0.5 ％以下、Ti：0.03〜0.3 ％、Al：0.2 ％
以下を含み、さらに、Ａ群：Nb：0.3 ％以下、Ｖ：0.3
％以下から選ばれた１種または２種、およびＣ群：Ca、
REM 、Ｂのうちの１種または２種以上を合計で0.005％
以下含有し残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を
有するのが好ましい。

【００２３】また、本発明では、前記熱延鋼板は、重量
％で、Ｃ：0.01〜0.3 ％、Si：2.0％以下、Mn：3.0 ％
以下、Ｐ：0.5 ％以下、Ti：0.03〜0.3 ％、Al：0.2 ％
以下を含み、さらに、Ｂ群：Cu：1.0 ％以下、Mo：1.0
％以下、Ni：1.0 ％以下、Cr：1.0 ％以下から選ばれた
１種または２種以上、およびＣ群：Ca、REM 、Ｂのうち
の１種または２種以上を合計で0.005 ％以下含有し残部
Feおよび不可避的不純物からなる組成を有するのが好ま
しい。

【００２４】また、本発明では、前記熱延鋼板は、重量
％で、Ｃ：0.01〜0.3 ％、Si：2.0％以下、Mn：3.0 ％
以下、Ｐ：0.5 ％以下、Ti：0.03〜0.3 ％、Al：0.2 ％
以下を含み、さらに、Ａ群：Nb：0.3 ％以下、Ｖ：0.3
％以下から選ばれた１種または２種、Ｂ群：Cu：1.0 ％
以下、Mo：1.0 ％以下、Ni：1.0 ％以下、Cr：1.0 ％以
下から選ばれた１種または２種以上、およびＣ群：Ca、
REM 、Ｂのうちの１種または２種以上を合計で0.005 ％
以下含有し残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を
有するのが好ましい。

【００２５】また、本発明は、重量％で、Ｃ：0.01〜0.
3 ％、Si：2.0 ％以下、Mn：3.0 ％以下、Ｐ：0.5 ％以
下、Ti：0.03〜0.3 ％、Al：0.2 ％以下を含む圧延素材
を、1150℃以下に再加熱するか、あるいは1150℃以下と
なってから熱間圧延を施し、熱延鋼板とするにあたり、
前記熱間圧延を、動的再結晶温度低温域で５パス以上の
圧下を行い、該動的再結晶温度低温域での最終圧下を圧
下率15〜30％、最終圧下以外の圧下を４〜20％とし、圧
延仕上げ温度ＦＤＴを（Ａr₃変態点＋30℃）以上、（Ａ
r₃変態点＋100 ℃）以下とする圧延とし、前記熱間圧延
終了後２sec 以内に冷却を開始し、30℃／sec 以上の冷
却速度で冷却し、コイルに巻き取ることを特徴とする超
微細粒を有し耐切欠き疲労特性に優れる加工用熱延鋼板
の製造方法であり、また、本発明では、前記コイルに巻
き取る温度を350 〜600 ℃とするのが好ましい。また、
本発明では、前記熱間圧延において、加熱手段により鋼
板を加熱するか、および／または加熱手段により圧延ロ
ールを加熱するのが好ましい。

【００２６】

【発明の実施の形態】本発明に従う加工用熱延鋼板は、
軟鋼板から、自動車構造用鋼板、加工用自動車高張力鋼
板、家電用鋼板、構造用鋼板など幅広い分野、用途の鋼
板として適用することが可能である。本発明の熱延鋼板
は、フェライトを主相とし、主相とフェライト以外の第
２相粒子とからなる組織を有する鋼板である。主相であ
るフェライトは、体積率で少なくとも50％以上、好まし
くは70％以上とするのが好適である。

【００２７】主相であるフェライトは、４μm 未満の平
均粒径を有する。フェライト粒が微細化すれば、従来の
高張力鋼に比べ少ない合金元素添加量で目標とする強度
を確保することができ、強度以外の特性の劣化が少な
く、しかもその後のめっき性も良好となる。一方、フェ
ライトの平均粒径が４μm 以上では、加工性が全般的に
著しく低下し、また結晶粒微細化による強度増加分が少
ないため、合金添加量の増加が必要となる。このため、
フェライトの平均粒径を４μm 未満に限定した。さら
に、フェライト相は、特定の結晶方位を配向させること
なく、フェライト粒の結晶方位を分散させるのが好まし
い。フェライトの結晶方位の分散性として、隣接する結
晶粒間の結晶粒界の傾角θの平均が15゜以上となる結晶
粒が個数比で80％以上となるのが好ましい。なお、より
好ましくは90％以上である。これにより、疲労亀裂の伝
播が抑制され、耐切欠き疲労特性が向上する。なお、隣
接する結晶粒間の結晶粒界の傾角θは、Electron Back
Scattaring Diffraction Patern により、板厚断面フェ
ライトの各結晶ごとに結晶方位を測定して求めた。

【００２８】また、第２相粒子は、平均粒径が８μm 以
下、アスペクト比が2.0 以下の粒子とする。第２相粒子
の平均粒径が８μm を超えて大きくなると、靱性、延性
の向上が少なくなるため、第２相粒子の平均粒径を８μ
m 以下に限定した。主相であるフェライト粒の粒径と比
較して、第２相粒子の粒径が大きいと、加工時に均一変
形が起こらず、ネッキングやしわが発生し表面性状が不
良となる。第２相と主相との粒径比（＝第２相粒径／主
相粒径）を、好ましくは2.2 以下とする。2.2以下とす
ることにより、組織が均一となり局部変形能が向上し、
切欠き部での剪断変形面を滑らかにし、疲労初期におけ
る亀裂発生を抑制できる。

【００２９】また、第２相粒子のアスペクト比が2.0 を
超えて大きくなると、機械的特性の異方性が大きくな
る。とくに、圧延方向の45°、90°方向の特性への影響
が大きい。このため、第２相粒子のアスペクト比は2.0
以下に限定した。本発明においては、フェライト、第２
相粒子の平均粒径は、常法に従い、圧延方向断面におけ
る平均粒径とする。また、第２相粒子のアスペクト比
は、第２相粒子の長径と短径の比をいう。

【００３０】また、本発明では、最隣接第２相粒子間の
間隔を、第２相粒子の粒径以上となる割合が80％以上と
する。これは、第２相粒子が、帯状あるいはクラスター
状でなく、島状に分布していることを意味する。最隣接
第２相粒子間の間隔が、第２相粒子の粒径以上となる割
合が80％未満では、機械的特性の異方性が大きくなるた
め、加工時に均一に変形が起こらず、ネッキングやしわ
が発生し表面性状不良となる。

【００３１】また、本発明では、前記第２相粒子が、パ
ーライト、ベイナイト なお、本発明では、第２相粒子
は、パーライト、ベイナイト、マルテンサイト、残留オ
ーステナイトから選ばれた１種または２種以上とするの
が好ましい。第２相粒子の体積率は40％以下、好ましく
は20〜30％の範囲とするのが好ましい。第２相粒子の体
積率が増加すると、要求される強度を達成しやすいが、
30％を超えると、機械的特性、とくに延性が劣化する。

【００３２】上記した組織とすることにより、本発明の
熱延鋼板は、次（１）式 ｑ＝（β−１）／（α−１） ………（１） （ここで、ｑ：切欠き感度係数、α：ピアス孔状の切欠
き部の応力集中係数、β：疲労強度の切欠きによる低下
割合＝（鋼板の平滑疲労強度）／（鋼板のピアス孔状切
欠き疲労強度））で定義される切欠き感度係数ｑが、静
的引張強さＴＳとの関係で次（２）式 ｑ≦0.0012×ＴＳ−0.3 ただし、ＴＳ＞500MPa ………（２） （ここで、ｑ：切欠き感度係数、ＴＳ：鋼板の静的引張
強さ（MPa ））を満足する。ｑは、（１）式で定義さ
れ、切欠き穴の形状を考慮した切欠き感受性を示すもの
で、ｑが大きくなるほど耐切欠き疲労特性が低下する。

【００３３】また一般に、鋼板の強度（ＴＳ）が高いほ
どｑも大きくなり、ｑを小さな値とすることが困難とな
る。従来の技術では、切欠き感度係数ｑは0.0012×ＴＳ
−0.3 を超える値となることが普通で、（２）式を安定
して満足できる技術がなかったが、本発明により、耐切
欠き感受性を従来にないレベルまで向上することができ
たものである。

【００３４】つぎに、本発明の熱延鋼板の好適な化学組
成について説明する。 Ｃ：0.01〜0.3 ％ Ｃは、安価な強化成分であり、所望の鋼板強度に応じ必
要量を含有させる。Ｃ含有量が0.01％未満では、結晶粒
が粗大化し、本発明で目的とするフェライトの平均粒径
４μm 未満を達成できなくなる。また、Ｃ含有量が0.3
％を超えると、加工性が劣化するとともに溶接性も劣化
する。このため、Ｃは0.01〜0.3 ％の範囲とするのが好
ましい。より好ましくは、0.05〜0.2 ％の範囲である。

【００３５】Si：2.0 ％以下 Siは、固溶強化成分として強度−伸びバランスを改善し
つつ強度上昇に有効に寄与する。また、フェライトの生
成を抑制し所望の第２相体積率を有する組織を得るうえ
で有効に作用するが、過剰な添加は、延性や表面性状を
劣化させる。このため、Siは2.0 ％以下とするのが望ま
しい。なお、好ましくは0.01〜1.0 ％、より好ましくは
0.05〜1.0 ％である。

【００３６】Mn：3.0 ％以下 Mnは、Ａr₃変態点を低下させる作用を通じ結晶粒の微細
化に寄与し、また、第２相のマルテンサイト化および残
留オーステナイト化を進展させる作用を通じ、強度−延
性バランス、強度−疲労強度バランスを高める作用を有
する。さらに、Mnは有害な固溶ＳをMnS として無害化す
る作用を有する。しかし、多量の添加は鋼を硬質化し、
却って強度−延性バランスを劣化させる。このようなこ
とから、Mnは3.0 ％以下とするのが望ましい。なお、よ
り好ましくは1.0 〜2.0 ％である。

【００３７】Ｐ：0.5 ％以下 Ｐは、強化成分として有用であり、所望の鋼板強度に応
じ添加することができるが、過剰の添加は、粒界に偏析
し脆化の原因となる。このため、Ｐは0.5 ％以下とする
のが望ましい。なお、好ましくは0.005 〜0.2 ％であ
る。 Ti：0.03〜0.3 ％ Tiは、TiC として存在して、熱間圧延加熱段階での初期
オーステナイト粒を微細化し、それ以降の熱間圧延過程
での動的再結晶を誘起させるために有効に作用する。こ
のような作用を発揮させるためには、少なくとも0.03％
以上の含有が必要であるが、0.3 ％を超えて含有して
も、効果が飽和し含有量に見合う効果が期待できない。
このため、Tiは0.03〜0.3 ％の範囲とするのが望まし
い。なお、より好ましくは、0.08〜0.20％である。

【００３８】本発明では、必要に応じ、下記Ａ群、Ｂ
群、Ｃ群のうちの１群または２群以上を含有することが
できる。 Ａ群：Nb：0.3 ％以下、Ｖ：0.3 ％以下から選ばれた１
種または２種 Nb、Ｖは、いずれも炭窒化物を形成し、熱間圧延加熱段
階での初期オーステナイト粒を微細化する作用を有して
おり、必要に応じ、Tiと重畳して含有することにより、
さらに動的再結晶の発生に有効に作用する。しかし、0.
3 ％を超えて多量に含有しても効果が飽和し含有量に見
合う効果が期待できない。このため、Nb、Ｖとも0.3 ％
以下とするのが望ましい。なお、Nb、Ｖとも0.001 ％以
上の添加が望ましい。

【００３９】Ｂ群：Cu：1.0 ％以下、Mo：1.0 ％以下、
Ni：1.0 ％以下、Cr：1.0 ％以下から選ばれた１種また
は２種以上 Cu、Mo、Ni、Crは、いずれも強化成分として、必要に応
じ、含有することができるが、多量の含有はかえって強
度−延性バランスを劣化させる。このため、Cu、Mo、N
i、Crは、いずれも1.0 ％以下とするのが望ましい。な
お、上記した作用効果を十分に発揮するためには、少な
くとも0.01％以上含有させるのが好ましい。

【００４０】Ｃ群：Ca、REM 、Ｂのうちの１種または２
種以上を合計で0.005 ％以下 Ca、REM 、Ｂは、いずれも硫化物の形状制御や粒界強度
の上昇を通じ加工性を改善する効果を有しており、必要
に応じ含有させることができる。しかし、過剰な含有
は、清浄度や再結晶性に悪影響を及ぼす恐れがあるた
め、合計で0.005 ％以下とするのが望ましい。なお、よ
り好ましくは0.004 ％以下である。

【００４１】Al：0.2 ％以下 Alは、脱酸剤として作用する元素であり、0.2 ％以下含
有する。0.2 ％を超えるAlの含有は、介在物量が増加
し、表面性状を劣化させる。このため、Alは0.2％以下
とするのが好ましい。なお、より好ましくは0.05％以下
である。本発明の熱延鋼板では、上記した組成以外は、
残部Feおよび不可避的不純物からなる。

【００４２】つぎに、本発明の熱延鋼板の製造方法につ
いて説明する。上記した成分組成範囲に調整した溶鋼
を、連続鋳造または造塊−分塊圧延により圧延素材と
し、この圧延素材に熱間圧延を施し熱延鋼板とする。熱
間圧延は、圧延素材を、一旦冷却したのち再加熱する再
加熱圧延としても、直送圧延やホットチャージローリン
グとしてもよい。また、薄スラブ連続鋳造法のような、
連続鋳造されたスラブを直接熱間圧延してもよい。再加
熱する場合には、初期オーステナイト粒を微細化するた
めに、1150℃以下に加熱するのが望ましい。また、直送
圧延する場合も、1150℃以下まで冷却したのち圧延を開
始するのが動的再結晶を促進するために好ましい。な
お、仕上げ圧延温度をオーステナイト域とするため、再
加熱温度、または直送圧延開始温度を800 ℃以上とする
のが好ましい。

【００４３】上記した温度の圧延素材に熱間圧延を施す
際に、本発明では、動的再結晶温度低温域で少なくとも
５パス以上の繰り返し圧下を施すのが好ましい。動的再
結晶温度低温域で繰り返し圧下を施すことにより、オー
ステナイト粒が微細化される。動的再結晶を起こさせる
回数が多くなるほどオーステナイト粒の微細化が進行す
るため、少なくとも５パス以上で、しかも連続する５パ
ス以上で圧下するのが好ましい。５パス未満では、オー
ステナイト粒の微細化の程度が小さく、フェライトの平
均粒径４μm 未満の微細粒を達成しにくい。なお、パス
数を増加しすぎると、細粒化が過度に進行して、フェラ
イト粒径が小さくなりすぎ、特定の結晶方位が配向しや
すくなる可能性があるため、好ましいパス数は５〜６パ
スである。

【００４４】また、動的再結晶温度低温域での圧下率
は、動的再結晶温度低温域での最終圧延パスを除き、１
パス当たり４％以上20％以下とする。１パス当たりの圧
下率が４％未満では、動的再結晶が生じない。一方、１
パス当たりの圧下率が20％を超えると、機械的特性の異
方性が高くなる傾向があり、１パス当たりの圧下率は、
４〜20％とする。

【００４５】なお、動的再結晶温度低温域での最終圧延
パスは、第２相の微細化と島状の分布を図るため、圧下
率15〜30％とする。圧下率が15％未満では、微細化と島
状分布化が不十分であり、一方、30％を超えると、第２
相のアスペクト比が大きくなり、また圧延機への負荷が
大きくなるとともに、機械的特性の異方性が大きくな
る。なお、好ましくは22〜30％である。

【００４６】本発明でいう動的再結晶温度は、温度、歪
が独立して制御できる測定装置（例えば、富士電波工機
製「加工フォーマスター」）により、圧延条件をシミュ
レーションすることにより得られる歪−応力の関係から
予め測定した値を用いるものとする。動的再結晶温度
は、鋼組成、加熱温度、圧下率、圧下配分等で変化する
が、850 〜1100℃の温度範囲内で、通常250 〜100 ℃の
幅で存在するといわれている。なお、動的再結晶温度域
の温度幅は、１パス当たりの圧下率が高いほど、あるい
は加熱温度が低いほど、拡大する。なお、動的再結晶域
の圧延は多かれ少なかれ結晶粒の微細化に寄与するた
め、動的再結晶温度高温域での圧延を規制するものでは
ない。しかし、組織微細化の点からは、動的再結晶温度
域の低い温度域での圧延が、γ→α変態の変態サイトの
増加が著しく、有利である。

【００４７】したがって、本発明では、動的再結晶温度
域での圧延に際し、とくに動的再結晶温度低温域におけ
る、圧延条件を前記のように規定した。すなわち、オー
ステナイト粒の微細化を促進するうえでは、（動的再結
晶の下限温度）＋80℃、好ましくは（動的再結晶の下限
温度）＋60℃、から動的再結晶の下限温度までの温度範
囲で５パス以上の圧下を加える。

【００４８】動的再結晶温度低温域における圧延回数を
確保するため、圧延中の被圧延材の温度低下を抑制すべ
く、圧延スタンド間あるいは圧延スタンドに加熱手段を
設置し、被圧延材またはロールを加熱するのが好まし
い。とくに、温度低下の著しい位置（スタンド）に加熱
手段を設置するのが有効である。加熱手段の１例を図１
に示す。

【００４９】図１（ａ）に示す加熱手段は、高周波加熱
装置であり、被圧延材に交番磁場を印加することによ
り、誘導電流を生起し被圧延材を加熱するものである。
また、高周波加熱装置に代えて、図１（ｂ）に示すよう
に、電熱ヒータを用い、ロールを加熱してもよく、また
直接通電加熱により加熱しても良い。なお、熱間圧延時
においては、潤滑を施しつつ圧下を行ってもよいこと
は、いうまでもない。

【００５０】本発明では、動的再結晶温度低温域での圧
延以外の圧延条件はとくに限定されないが、圧延仕上げ
温度ＦＤＴは（Ａr₃変態点＋30℃）以上、（Ａr₃変態点
＋100 ℃）以下とする。圧延仕上げ温度が（Ａr₃変態点
＋30℃）未満では、鋼板の延性、靱性が劣化し、機械的
特性の異方性が大きくなり、さらにフェライト粒の方位
が揃い、耐切欠き疲労特性が劣化する。圧延仕上げ温度
ＦＤＴを（Ａr₃変態点＋30℃）以上とすることにより、
圧延時に導入された歪を、ある程度回復させることがで
きるとともに、特定の結晶方位を配向させることなく、
結晶方位の揃った領域の大きさを微細化することが可能
となる。これにより、疲労亀裂の伝播を抑制し、耐切欠
き疲労特性が向上する。

【００５１】一方、圧延仕上げ温度ＦＤＴが（Ａr₃変態
点＋100 ℃）を超えると、圧延後の歪みの回復が著しく
進行し再結晶が促進されて、フェライト粒径および第２
相粒径が大きくなり、強度、加工性が低下し、延性、靱
性の向上が少なくなる。なお、圧延仕上げ温度ＦＤＴ
は、フェライト粒および第２相粒の微細化の観点から、
（Ａr₃変態点＋30℃）〜（Ａr₃変態点＋60℃）の範囲と
するのが好ましい。

【００５２】上記した条件で熱間圧延を終了した熱延鋼
板においては、この時点でのオーステナイト粒はほぼ等
軸の結晶粒となっており、熱間圧延終了後直ちに冷却す
る直近急冷を行えば、γ→α変態の変態核が多く、フェ
ライト粒の粒成長が抑制され組織が微細化される。この
ため、圧延終了後２sec 以内、好ましくは１sec 以内に
冷却を開始する。冷却開始が圧延終了後２sec を超える
と、粒成長が著しくなる。

【００５３】また、冷却速度は30℃／sec 以上とする。
冷却速度が30℃／sec 未満では、フェライト粒の粒成長
が生じ、微細化が達成できないうえ、第２相を微細にし
かも島状に分布させることが難しくなる。30℃／sec 以
上の冷却速度で、好ましくは350 〜600 ℃の温度域まで
冷却された熱延鋼板は、直ちにコイルに巻き取る。巻き
取り後の冷却速度はとくに限定するものではない。製造
しようとする鋼板に応じて適宜定める。しかし、巻き取
り温度が高いと、第２相がパーライト主体の組織となり
フェライト粒の粒成長が起こりやすくなる。一方、巻き
取り温度が低すぎると、第２相がマルテンサイト主体の
組織となる。このようなことから、巻き取り温度は350
〜600 ℃の範囲内とするのが望ましい。

【００５４】

【実施例】表１に示す組成を有する溶鋼を転炉で溶製
し、連続鋳造法によりスラブ（圧延素材）とした。これ
らスラブを表２に示す条件で加熱、熱間圧延、圧延後冷
却を行ってコイルに巻き取り熱延鋼板（板厚1.8 〜4.0
mm）とした。熱間圧延の各圧延パスにおける圧下率は、
最終圧延パス以外は５〜18％とした。なお、鋼板No.2、
No.16 は、潤滑圧延を実施した。また、鋼板No.13 は、
圧延途中で一旦600 ℃まで放冷し、ついで850 ℃まで再
度加熱したのち圧延を施す、逆変態を利用し組織を微細
化する方法の従来例である。

【００５５】ついで、これらの鋼板について、組織、機
械的特性を調査し、表３に示す。組織は、鋼板の圧延方
向断面について、光学顕微鏡あるいは電子顕微鏡を用い
て、フェライトの体積率、粒径および第２相粒子の粒
径、第２相粒子のアスペクト比、および第２相粒子の分
布状態を測定した。また、最隣接第２相粒子間の間隔を
測定し、その間隔が第２相粒子の粒径以上となる割合を
求め、第２相の分布状態とした。

【００５６】また、鋼板の圧延方向、圧延方向に直角方
向、圧延方向に45°方向について、JIS ５号試験片によ
り引張特性（降伏点ＹＳ、引張強さＴＳ、伸びＥｌ）を
測定した。伸びの測定値から、ΔＥｌ＝1/2 ・（El₀ ＋
El₉₀）−El₄₅で定義される各鋼板の伸びの異方性ΔＥｌ
を計算した。ここで、El₀ は圧延方向の伸び値、El₉₀は
圧延方向に直角方向の伸び値、El₄₅は圧延方向に45°方
向の伸び値を表す。

【００５７】また、原厚のままの２mmＶノッチシャルピ
ー試験片を用いて、延性−脆性遷移温度vTrs（℃）を調
査した。また、鋼板の圧延方向について、図２に示す平
滑平面曲げ試験片、図３に示す切欠き平面曲げ試験片に
より、疲労特性を測定した。切欠き平面曲げ試験片に
は、打ち抜きクリアランス10％で打ち抜かれた、10mmφ
のピアス孔（応力集中係数α＝2.216 ）が試験片中央部
に形成されている。疲労試験は、シェンク式の完全両振
りの平面曲げ疲労試験とし、10⁷ 回繰り返し負荷後に破
断しない応力を疲労強度σ_W （平滑疲労強度）、σ
_P （切欠き疲労強度）とした。σ_P 、σ_W から切欠き係
数β（＝（σ_P ／σ_w ）、および（１）式で定義される
切欠き感度係数ｑを算出した。

【００５８】これらの結果を表３に示す。

【００５９】

【表１】

【００６０】

【表２】

【００６１】

【表３】

【００６２】

【表４】

【００６３】

【表５】

【００６４】本発明例の鋼板は、いずれもフェライトの
平均粒径が４μm 未満で、かつ第２相粒子の平均粒径が
８μm 以下、アスペクト比が2.0 以下、かつ最隣接第２
相粒子間隔が第２相粒子の平均粒径以上となる割合が80
％以上となり、25％以上の伸び値と、500MPa以上の引張
強さＴＳを有し、強度−伸びＴＳ×Ｅｌも20000MPa・%
以上で、しかも伸びの異方性ΔＥｌも小さい。さらに、
切欠き感度係数ｑは、（２）式を満足し、加工性に優
れ、かつ耐切欠き疲労特性に優れた熱延鋼板となってい
る。

【００６５】これに対し、フェライトの平均粒径、第２
相粒子の粒径、アスペクト比、第２相粒子間の間隔、フ
ェライト粒の隣接する結晶粒界の傾角が15゜以上となる
割合のいずれかが本発明の範囲を外れる比較例、従来例
は、伸び、ΔＥｌ、強度−伸びバランスＴＳ×Ｅｌのい
ずれかが劣化し、さらに切欠き感度係数ｑが（２）式を
満足せず、耐切欠き疲労特性が低下している。

【００６６】

【発明の効果】本発明によれば、超微細粒を有し、良好
な機械的特性を具備し、かつ機械的特性の異方性が小さ
く、加工性に優れ、さらに耐切欠き疲労特性に優れた熱
延鋼板が、通常の圧延設備で容易に製造でき、産業上格
段の効果を奏する。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明の実施に好適な加熱手段の１例を示す模
式図である。

【図２】平滑平面曲げ試験片の形状寸法を示す説明図で
ある。

【図３】切欠き平面曲げ試験片の形状寸法を示す説明図
である。

【符号の説明】

１ ロールスタンド ２ ワークロール ３ バックアップロール ４ 被圧延材 ５ 高周波誘導加熱装置 ６ ヒーター加熱装置

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 安原 英子 千葉県千葉市中央区川崎町１番地 川崎製 鉄株式会社技術研究所内 (72)発明者 登坂 章男 千葉県千葉市中央区川崎町１番地 川崎製 鉄株式会社技術研究所内 (72)発明者 古君 修 千葉県千葉市中央区川崎町１番地 川崎製 鉄株式会社技術研究所内 Ｆターム(参考） 4K037 EA01 EA02 EA05 EA06 EA09 EA11 EA13 EA15 EA16 EA17 EA19 EA20 EA23 EA25 EA27 EA28 EA31 EA32 EA36 EB08 EB09 EB11 FA02 FB07 FC03 FC04 FC07 FD04 FE01 FE02 FE06 JA06

Claims (4)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 フェライトを主相とし、主相と第２相粒
   子とからなる組織を有する熱延鋼板であって、前記フェ
   ライトの平均粒径が４μm 未満であり、前記第２相粒子
   の平均粒径が８μm 以下、アスペクト比が2.0 以下で、
   かつ最隣接第２相粒子間の間隔が、該第２相粒子の粒径
   以上となる割合が80％以上である組織を有し、かつ下記
   （１）式で定義される切欠き感度係数ｑが静的引張強さ
   ＴＳとの関係で下記（２）式を満足することを特徴とす
   る耐切欠き疲労特性に優れる加工用熱延鋼板。 記 ｑ＝（β−１）／（α−１） ………（１） ｑ≦0.0012×ＴＳ−0.3 ただし、ＴＳ＞500MPa ………（２） ここで、ｑ：切欠き感度係数、 α：ピアス孔状の切欠き部の応力集中係数、 β：疲労強度の切欠きによる低下割合＝（鋼板の平滑疲
   労強度）／（鋼板のピアス孔状切欠き疲労強度）、 ＴＳ：鋼板の静的引張強さ（MPa ）
2. 【請求項２】 前記熱延鋼板が、重量％で、 Ｃ：0.01〜0.3 ％、 Si：2.0 ％以下、 Mn：3.0 ％以下、 Ｐ：0.5 ％以下、 Ti：0.03〜0.3 ％、 Al：0.2 ％以下 を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有
   することを特徴とする請求項１に記載の耐切欠き疲労特
   性に優れる加工用熱延鋼板。
3. 【請求項３】 前記熱延鋼板が、重量％で、 Ｃ：0.01〜0.3 ％、 Si：2.0 ％以下、 Mn：3.0 ％以下、 Ｐ：0.5 ％以下、 Ti：0.03〜0.3 ％、 Al：0.2 ％以下 を含み、さらに、下記Ａ〜Ｃ群のうちの１群または２群
   以上を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組
   成を有することを特徴とする請求項１に記載の耐切欠き
   疲労特性に優れる加工用熱延鋼板。 記 Ａ群：Nb：0.3 ％以下、Ｖ：0.3 ％以下から選ばれた１
   種または２種、 Ｂ群：Cu：1.0 ％以下、Mo：1.0 ％以下、Ni：1.0 ％以
   下、Cr：1.0 ％以下から選ばれた１種または２種以上、 Ｃ群：Ca、REM 、Ｂのうちの１種または２種以上を合計
   で0.005 ％以下
4. 【請求項４】 重量％で、 Ｃ：0.01〜0.3 ％、 Si：2.0 ％以下、 Mn：3.0 ％以下、 Ｐ：0.5 ％以下、 Ti：0.03〜0.3 ％、 Al：0.2 ％以下 を含む圧延素材を、1150℃以下に再加熱するか、あるい
   は1150℃以下となってから熱間圧延を施し、熱延鋼板と
   するにあたり、前記熱間圧延を、動的再結晶温度低温域
   で５パス以上の圧下を行い、該動的再結晶温度低温域で
   の最終圧下を圧下率15〜30％、最終圧下以外の圧下を４
   〜20％とし、圧延仕上げ温度ＦＤＴを（Ａr₃変態点＋30
   ℃）以上、（Ａr₃変態点＋100 ℃）以下とする圧延と
   し、前記熱間圧延終了後２sec 以内に冷却を開始し、30
   ℃／sec 以上の冷却速度で冷却し、コイルに巻き取るこ
   とを特徴とする耐切欠き疲労特性に優れる加工用熱延鋼
   板の製造方法。