JP2000319756A - 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
疲労特性に優れた加工用熱延鋼板およびその製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 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。 【解決手段】 Ｃ：０．０３〜０．２０％、Ｃｕ：０．
２〜２．０％、Ｂ：２〜２０ｐｐｍを含むフェライトを
主相とし、マルテンサイトまたはマルテンサイトおよび
ベイナイトを第二相とする複合組織鋼板であり、フェラ
イト相でのＣｕの存在状態は、Ｃｕ単独で構成される粒
子の大きさが２ｎｍ以下の析出状態および／または固溶
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、および上記成分の鋼を、Ａｒ3 変態点以上の温
度域で熱間仕上圧延を終了し、Ａｒ 3 変態点からＡｒ1
変態点までの温度域で１〜１０秒間滞留し、その後、２
０℃／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上記鋼板の製造方
法。
製造方法を提供する。 【解決手段】 Ｃ：０．０３〜０．２０％、Ｃｕ：０．
２〜２．０％、Ｂ：２〜２０ｐｐｍを含むフェライトを
主相とし、マルテンサイトまたはマルテンサイトおよび
ベイナイトを第二相とする複合組織鋼板であり、フェラ
イト相でのＣｕの存在状態は、Ｃｕ単独で構成される粒
子の大きさが２ｎｍ以下の析出状態および／または固溶
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、および上記成分の鋼を、Ａｒ3 変態点以上の温
度域で熱間仕上圧延を終了し、Ａｒ 3 変態点からＡｒ1
変態点までの温度域で１〜１０秒間滞留し、その後、２
０℃／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上記鋼板の製造方
法。
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。
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。
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６
０−１２１２２５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３−２６４６
４５号公報等で開示されている。
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６
０−１２１２２５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３−２６４６
４５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４−２７６０１６号公報、特開平５−３
３１５９１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４−２７６０１６号公報に
は、Ｐの固溶強化とＣｕの析出強化によって疲労強度を
向上させる技術が開示されている。
しては、特開平４−２７６０１６号公報、特開平５−３
３１５９１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４−２７６０１６号公報に
は、Ｐの固溶強化とＣｕの析出強化によって疲労強度を
向上させる技術が開示されている。
【０００５】また、特開平５−３３１５９１号公報で
は、ミクロ組織をフェライトとマルテンサイトまたはフ
ェライト、マルテンサイトおよび残留オーステナイトと
し、フェライト相にε−Ｃｕを析出させて疲労強度と伸
びフランジ性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。
は、ミクロ組織をフェライトとマルテンサイトまたはフ
ェライト、マルテンサイトおよび残留オーステナイトと
し、フェライト相にε−Ｃｕを析出させて疲労強度と伸
びフランジ性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。
【０００６】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９−１３７３４９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
特定するとともにＴｉ、Ｎｂの炭化物でフェライト相を
析出強化し、さらに表面近傍のフェライト粒径と鋼板表
面の粗さを規定して疲労特性を向上させる技術が開示さ
れている。
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９−１３７３４９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
特定するとともにＴｉ、Ｎｂの炭化物でフェライト相を
析出強化し、さらに表面近傍のフェライト粒径と鋼板表
面の粗さを規定して疲労特性を向上させる技術が開示さ
れている。
【０００７】
【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４−２７６０
１６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０．０５〜０．１２％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。
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４−２７６０
１６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０．０５〜０．１２％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。
【０００８】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。
また、上記特開平５−３３１５９１号公報に記載の発明
では、フェライト相にε−Ｃｕを析出させているため延
性が低下して加工性が悪くなる可能性がある。また、上
記特開平６−１４５７９２号公報に記載の発明では、熱
履歴等によりフェライト、ベイナイトおよびマルテンサ
イトの各相の体積分率が変動しやすく、それによって延
性等の特性が大きく影響されるため鋼板の長手方向や幅
方向の材質のばらつきを生じやすいという問題点があ
る。
を抑制するＢの添加については何も記載されていない。
また、上記特開平５−３３１５９１号公報に記載の発明
では、フェライト相にε−Ｃｕを析出させているため延
性が低下して加工性が悪くなる可能性がある。また、上
記特開平６−１４５７９２号公報に記載の発明では、熱
履歴等によりフェライト、ベイナイトおよびマルテンサ
イトの各相の体積分率が変動しやすく、それによって延
性等の特性が大きく影響されるため鋼板の長手方向や幅
方向の材質のばらつきを生じやすいという問題点があ
る。
【０００９】また、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、ミクロ組織に多量のベイナイトやパーライトが
生成し、十分なマルテンサイトを得られず低降伏比でな
いばかりか、十分な疲労限度比が得られない。さらに、
上記特開平９−１３７３４９号公報に記載の発明では、
析出強化に有効なＴｉ、Ｎｂの炭化物を得るために熱間
圧延前の加熱炉工程において高い溶体化温度での加熱が
必要なため操業コストや省エネルギーの観点から好まし
くない。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、５９０ＭＰａ以
上の強度を有す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。
記載の発明では、巻取温度を４００℃以上と規定してい
るため、ミクロ組織に多量のベイナイトやパーライトが
生成し、十分なマルテンサイトを得られず低降伏比でな
いばかりか、十分な疲労限度比が得られない。さらに、
上記特開平９−１３７３４９号公報に記載の発明では、
析出強化に有効なＴｉ、Ｎｂの炭化物を得るために熱間
圧延前の加熱炉工程において高い溶体化温度での加熱が
必要なため操業コストや省エネルギーの観点から好まし
くない。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、５９０ＭＰａ以
上の強度を有す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。
【００１０】
【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。
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。
【００１１】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−１．６％Ｓｉ−
１．４％Ｍｎ−１．０％Ｃｕ−０．５％Ｎｉ−０．００
０３％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、またはマルテンサ
イトおよびベイナ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。
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−１．６％Ｓｉ−
１．４％Ｍｎ−１．０％Ｃｕ−０．５％Ｎｉ−０．００
０３％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、またはマルテンサ
イトおよびベイナ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。
【００１２】なお、ここでの第二相は、主としてマルテ
ンサイト、またはマルテンサイトおよびベイナイトであ
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。また、以下ベイナイトとはベイニティック
フェライトも含む。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、フェライトと
マルテンサイト、又はマルテンサイトおよびベイナイト
からなり、一部残留オーステナイト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。
ンサイト、またはマルテンサイトおよびベイナイトであ
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。また、以下ベイナイトとはベイニティック
フェライトも含む。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、フェライトと
マルテンサイト、又はマルテンサイトおよびベイナイト
からなり、一部残留オーステナイト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。
【００１３】このメカニズムは必ずしも明らかではない
が、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析出物はフェライト相にお
いて繰返し荷重下での交差すべりを抑制し、繰返し荷重
による表面のすべりステップの形態を粗で深い状態から
密で浅い状態に変化させ、そこでの応力集中が緩和され
るために疲労き裂の発生抵抗を向上させると推測され
る。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。
が、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析出物はフェライト相にお
いて繰返し荷重下での交差すべりを抑制し、繰返し荷重
による表面のすべりステップの形態を粗で深い状態から
密で浅い状態に変化させ、そこでの応力集中が緩和され
るために疲労き裂の発生抵抗を向上させると推測され
る。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。
【００１４】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−１．６％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、またはマルテン
サイトおよびベイナ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。
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−１．６％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、またはマルテン
サイトおよびベイナ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。
【００１５】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、ＪＩ
Ｓ 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。
は、ＪＩＳ Ｚ ２２０１記載の５号試験片にて、ＪＩ
Ｓ 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。
【００１６】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 Ｌｏｓ
ｓ 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Ｃ
ｕ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。
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 Ｌｏｓ
ｓ 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Ｃ
ｕ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。
【００１７】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：
１．４超〜２．５％、Ｍｎ：０．５〜３．０％、Ｐ：≦
０．０２％、Ｓ：≦０．０１％、Ａｌ：０．００５〜
１．０％、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、またはマルテンサイトお
よびベイナ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、Ｃｕ単独で構成され
る粒子の大きさが２ｎｍ以下の析出状態および／または
固溶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。
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：
１．４超〜２．５％、Ｍｎ：０．５〜３．０％、Ｐ：≦
０．０２％、Ｓ：≦０．０１％、Ａｌ：０．００５〜
１．０％、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、またはマルテンサイトお
よびベイナ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、Ｃｕ単独で構成され
る粒子の大きさが２ｎｍ以下の析出状態および／または
固溶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。
【００１８】（２）前記鋼が、さらに、質量％にて、Ｎ
ｉ：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：０．００
５〜０．０２％、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
〜１．０％、Ｖ：０．０２〜０．２％、Ｔｉ：０．０１
〜０．２％、Ｎｂ：０．０１〜０．１％、Ｃｒ：０．０
１〜１．０％、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）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。
ｉ：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：０．００
５〜０．０２％、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
〜１．０％、Ｖ：０．０２〜０．２％、Ｔｉ：０．０１
〜０．２％、Ｎｂ：０．０１〜０．１％、Ｃｒ：０．０
１〜１．０％、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）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。
【００１９】（５）前記（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、Ａｒ
3 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秒間滞留
し、その後、２０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却して、３
５０℃以下の巻取温度で巻き取り、ミクロ組織が、フェ
ライトを主相とし、マルテンサイト、またはマルテンサ
イトおよびベイナ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、Ｃｕ単独で構
成される粒子の大きさが２ｎｍ以下の析出状態および／
または固溶状態である鋼板を得ることを特徴とする疲労
特性に優れた加工用熱延鋼板の製造方法。 （６）前記熱間圧延に際し、粗圧延終了後、高圧デケー
リングを行い、Ａｒ3 変態点以上で熱間仕上圧延を終了
することを特徴とする前記（５）記載の疲労特性に優れ
た加工用熱延鋼板の製造方法にある。
１項に記載の成分を有する鋼片の熱間圧延に際し、Ａｒ
3 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秒間滞留
し、その後、２０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却して、３
５０℃以下の巻取温度で巻き取り、ミクロ組織が、フェ
ライトを主相とし、マルテンサイト、またはマルテンサ
イトおよびベイナ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、Ｃｕ単独で構
成される粒子の大きさが２ｎｍ以下の析出状態および／
または固溶状態である鋼板を得ることを特徴とする疲労
特性に優れた加工用熱延鋼板の製造方法。 （６）前記熱間圧延に際し、粗圧延終了後、高圧デケー
リングを行い、Ａｒ3 変態点以上で熱間仕上圧延を終了
することを特徴とする前記（５）記載の疲労特性に優れ
た加工用熱延鋼板の製造方法にある。
【００２０】
【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、またはマルテンサイトおよびベイナイトを第二相
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％以上でかつベイナイ
トおよび残留オーステナイトの体積分率の合計が４０％
以下が好ましい。また、７０％以下の低降伏比を得るた
めに、さらに好ましくは２５％以下である。ここで、フ
ェライト、マルテンサイト、ベイナイトおよび残留オー
ステナイトの体積率とは鋼板の圧延方向断面厚みの１／
４厚における光学顕微鏡で２００〜５００倍で観察され
たミクロ組織中のそれらの組織の面積分率で定義され
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、またはマルテンサイトおよびベイナイトを第二相
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％以上でかつベイナイ
トおよび残留オーステナイトの体積分率の合計が４０％
以下が好ましい。また、７０％以下の低降伏比を得るた
めに、さらに好ましくは２５％以下である。ここで、フ
ェライト、マルテンサイト、ベイナイトおよび残留オー
ステナイトの体積率とは鋼板の圧延方向断面厚みの１／
４厚における光学顕微鏡で２００〜５００倍で観察され
たミクロ組織中のそれらの組織の面積分率で定義され
る。
【００２１】また、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
の析出状態および／または固溶状態とする。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、フェライトを主相とし、マルテンサイ
ト、またはマルテンサイトおよびベイナイトを第二相と
する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
度の上昇ほどには向上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。
態は、Ｃｕ単独で構成される粒子の大きさが２ｎｍ以下
の析出状態および／または固溶状態とする。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、フェライトを主相とし、マルテンサイ
ト、またはマルテンサイトおよびベイナイトを第二相と
する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
度の上昇ほどには向上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。
【００２２】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％未満であると第二相であるマルテンサイ
ト、またはマルテンサイトおよびベイナイトの体積率が
減少し、強度が低下するので０．０３％以上とする。Ｓ
ｉは、フェライト変態の促進と未変態オーステナイト中
へのＣの濃化を促進する効果があるとともに固溶強化元
素として強度上昇に有効である。。当該する複合組織に
おいて所望の強度を得るためには、１．４％超含有する
必要がある。しかし、２．５％超含有すると加工性が劣
化する。そこで、Ｓｉの含有量は１．４％超、２．５％
以下とする。
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％未満であると第二相であるマルテンサイ
ト、またはマルテンサイトおよびベイナイトの体積率が
減少し、強度が低下するので０．０３％以上とする。Ｓ
ｉは、フェライト変態の促進と未変態オーステナイト中
へのＣの濃化を促進する効果があるとともに固溶強化元
素として強度上昇に有効である。。当該する複合組織に
おいて所望の強度を得るためには、１．４％超含有する
必要がある。しかし、２．５％超含有すると加工性が劣
化する。そこで、Ｓｉの含有量は１．４％超、２．５％
以下とする。
【００２３】Ｍｎは、目的とする第二相であるマルテン
サイト、またはマルテンサイトおよびベイナイトを得る
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。
サイト、またはマルテンサイトおよびベイナイトを得る
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。
【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、コストの
上昇を招くため、その上限を１．０％とする。また、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
劣化させるので好ましくは０．５％以下とする。
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、コストの
上昇を招くため、その上限を１．０％とする。また、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
劣化させるので好ましくは０．５％以下とする。
【００２５】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
て含有しても効果が飽和するので、０．２〜２．０％と
含有範囲を限定する。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。
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
て含有しても効果が飽和するので、０．２〜２．０％と
含有範囲を限定する。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。
【００２６】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。
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】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、１．０％、
０．２％、０．２％、０．１％、１．０％、０．２％を
超え添加してもその効果は飽和する。
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、１．０％、
０．２％、０．２％、０．１％、１．０％、０．２％を
超え添加してもその効果は飽和する。
【００２８】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。
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。
【００２９】熱間圧延工程は、粗圧延を終了後、仕上げ
圧延を行うが、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。ここで、粗圧
延終了後に高圧デスケーリングを行う場合は、鋼板表面
での高圧水の衝突圧Ｐ（ＭＰａ）×流量Ｌ（リットル／
ｃｍ2）≧０．００２５の条件を満たすことが好まし
い。
圧延を行うが、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。ここで、粗圧
延終了後に高圧デスケーリングを行う場合は、鋼板表面
での高圧水の衝突圧Ｐ（ＭＰａ）×流量Ｌ（リットル／
ｃｍ2）≧０．００２５の条件を満たすことが好まし
い。
【００３０】鋼板表面での高圧水の衝突圧Ｐは以下のよ
うに記述される。（「鉄と鋼」１９９１ ｖｏｌ．７７
Ｎｏ．９ ｐ１４５０参照） Ｐ（ＭＰａ）＝５．６４×Ｐ0×Ｖ／Ｈ2 ただし、 Ｐ0（ＭＰａ）：液圧力 Ｖ（リットル／ｍｉｎ）：ノズル流液量 Ｈ（ｃｍ）：鋼板表面とノズル間の距離
うに記述される。（「鉄と鋼」１９９１ ｖｏｌ．７７
Ｎｏ．９ ｐ１４５０参照） Ｐ（ＭＰａ）＝５．６４×Ｐ0×Ｖ／Ｈ2 ただし、 Ｐ0（ＭＰａ）：液圧力 Ｖ（リットル／ｍｉｎ）：ノズル流液量 Ｈ（ｃｍ）：鋼板表面とノズル間の距離
【００３１】流量Ｌは以下のように記述される。 Ｌ（リットル／ｃｍ2）＝Ｖ／（Ｗ×ｖ） ただし、 Ｖ（リットル／ｍｉｎ）：ノズル流液量 Ｗ（ｃｍ）：ノズル当たり噴射液が鋼板表面に当たって
いる幅 ｖ（ｃｍ／ｍｉｎ）：通板速度
いる幅 ｖ（ｃｍ／ｍｉｎ）：通板速度
【００３２】さらに、仕上げ圧延後の鋼板の最大高さＲ
ｙが１５μｍ（１５μｍＲｙ，ｌ２．５ｍｍ，ｌｎ１
２．５ｍｍ）以下であることが好ましい。これは、例え
ば金属材料疲労設計便覧、日本材料学会編、８４ページ
に記載されている通り熱延または酸洗ままの鋼板の疲労
強度は鋼板表面の最大高さＲｙと相関があることから明
らかである。また、その後の仕上げ圧延はデスケーリン
グ後に再びスケールが生成してしまうのを防ぐために５
秒以内に行うのが望ましい。
ｙが１５μｍ（１５μｍＲｙ，ｌ２．５ｍｍ，ｌｎ１
２．５ｍｍ）以下であることが好ましい。これは、例え
ば金属材料疲労設計便覧、日本材料学会編、８４ページ
に記載されている通り熱延または酸洗ままの鋼板の疲労
強度は鋼板表面の最大高さＲｙと相関があることから明
らかである。また、その後の仕上げ圧延はデスケーリン
グ後に再びスケールが生成してしまうのを防ぐために５
秒以内に行うのが望ましい。
【００３３】仕上圧延を終了した後の工程は、まず、Ａ
ｒ3 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秒間滞留する。
ここでの滞留は、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。一
方、１０秒超では、パーライトが生成し、目的とするフ
ェライトを主相とし、マルテンサイト、またはマルテン
サイトおよびベイナイトを第二相とするミクロ組織が得
られない。また、１〜１０秒間の滞留をさせる温度域は
フェライト変態を容易に促進させるためＡｒ1 変態点以
上８００℃以下が望ましく、そのためには、仕上げ圧延
終了後２０℃／ｓ以上の冷却速度で当該温度域に迅速に
到達させることが好ましい。
ｒ3 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秒間滞留する。
ここでの滞留は、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。一
方、１０秒超では、パーライトが生成し、目的とするフ
ェライトを主相とし、マルテンサイト、またはマルテン
サイトおよびベイナイトを第二相とするミクロ組織が得
られない。また、１〜１０秒間の滞留をさせる温度域は
フェライト変態を容易に促進させるためＡｒ1 変態点以
上８００℃以下が望ましく、そのためには、仕上げ圧延
終了後２０℃／ｓ以上の冷却速度で当該温度域に迅速に
到達させることが好ましい。
【００３４】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多量のベイ
ナイトが生成してしまい十分なマルテンサイトが得られ
ず目的とするフェライトを主相とし、マルテンサイト、
またはマルテンサイトおよびベイナイトを第二相とする
ミクロ組織が得られない。巻取温度が３５０℃超では、
多量のベイナイトが生成して十分なマルテンサイトが得
られず目的とするフェライトを主相とし、マルテンサイ
ト、またはマルテンサイトおよびベイナイトを第二相と
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。
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多量のベイ
ナイトが生成してしまい十分なマルテンサイトが得られ
ず目的とするフェライトを主相とし、マルテンサイト、
またはマルテンサイトおよびベイナイトを第二相とする
ミクロ組織が得られない。巻取温度が３５０℃超では、
多量のベイナイトが生成して十分なマルテンサイトが得
られず目的とするフェライトを主相とし、マルテンサイ
ト、またはマルテンサイトおよびベイナイトを第二相と
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。
【００３５】
【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（ＳＲ
Ｔ）で再加熱し、粗圧延後に同じく表２に示す仕上げ圧
延温度（ＦＴ）で１．２〜５．４ｍｍの板厚に圧延した
後、表２に示す時間で滞留後、表２に示す冷却速度（Ｃ
Ｒ）で冷却し巻取温度（ＣＴ）でそれぞれ巻き取った。
なお一部については粗圧延後に衝突圧２．７ＭＰａ、流
量０．００１リットル／ｃｍ2の条件で高圧デスケーリ
ングを行った。ただし、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 Ｚ２２４１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。鋼板圧
延方向断面厚みの１／４厚を光学顕微鏡で２００〜５０
０倍で観察した組織の体積率を合わせて表２に示す。
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（ＳＲ
Ｔ）で再加熱し、粗圧延後に同じく表２に示す仕上げ圧
延温度（ＦＴ）で１．２〜５．４ｍｍの板厚に圧延した
後、表２に示す時間で滞留後、表２に示す冷却速度（Ｃ
Ｒ）で冷却し巻取温度（ＣＴ）でそれぞれ巻き取った。
なお一部については粗圧延後に衝突圧２．７ＭＰａ、流
量０．００１リットル／ｃｍ2の条件で高圧デスケーリ
ングを行った。ただし、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 Ｚ２２４１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。鋼板圧
延方向断面厚みの１／４厚を光学顕微鏡で２００〜５０
０倍で観察した組織の体積率を合わせて表２に示す。
【００３６】
【表１】
【００３７】
【表２】
【００３８】さらに、図３に示すような長さ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。
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ＥＥＬ
Ｓ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。
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。
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ＥＥＬ
Ｓ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。
【００３９】本発明に沿うものは、鋼Ａ−１、Ｃ−１、
Ｄ−１、Ｅ−１、Ｆ−１、Ｆ−２、Ｆ−３、Ｉ−１、Ｊ
−１、Ｋ−１、Ｌ−１、Ｍ−１、Ｏ−１、Ｐ−１、Ｑ−
１、Ｑ−２、Ｑ−３、Ｑ−４、Ｑ−５、Ｑ−６、Ｑ−
７、Ｒ−１の２２鋼であり、フェライトを主相とし、マ
ルテンサイト、またはマルテンサイトおよびベイナイト
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の存在状態が、Ｃｕ単独で構成される粒子の大きさ
が２ｎｍ以下の析出状態および／または固溶状態である
疲労特性に優れた加工用熱延鋼板が得られている。
Ｄ−１、Ｅ−１、Ｆ−１、Ｆ−２、Ｆ−３、Ｉ−１、Ｊ
−１、Ｋ−１、Ｌ−１、Ｍ−１、Ｏ−１、Ｐ−１、Ｑ−
１、Ｑ−２、Ｑ−３、Ｑ−４、Ｑ−５、Ｑ−６、Ｑ−
７、Ｒ−１の２２鋼であり、フェライトを主相とし、マ
ルテンサイト、またはマルテンサイトおよびベイナイト
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の存在状態が、Ｃｕ単独で構成される粒子の大きさ
が２ｎｍ以下の析出状態および／または固溶状態である
疲労特性に優れた加工用熱延鋼板が得られている。
【００４０】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Ｂ−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。鋼Ｇ−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Ｈ−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。
明の範囲外である。すなわち、鋼Ｂ−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。鋼Ｇ−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Ｈ−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。
【００４１】鋼Ｋ−２および鋼Ｋ−５は、仕上圧延後の
滞留時間が本発明の範囲外であるので目的とするフェラ
イトを主相とし、マルテンサイトまたはマルテンサイト
およびベイナイトを第二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Ｋ−
３は、滞留後の冷却速度（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
トを主相とし、マルテンサイトまたはマルテンサイトお
よびベイナイトを第二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Ｋ−４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。
滞留時間が本発明の範囲外であるので目的とするフェラ
イトを主相とし、マルテンサイトまたはマルテンサイト
およびベイナイトを第二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Ｋ−
３は、滞留後の冷却速度（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
トを主相とし、マルテンサイトまたはマルテンサイトお
よびベイナイトを第二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Ｋ−４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。
【００４２】鋼Ｋ−６は、熱間圧延後の巻取温度（Ｃ
Ｔ）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。鋼Ｎ
−１は、Ｓｉ含有量が本発明の範囲外であるので目標と
する強度が得られていない。鋼Ｓ−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Ｔ−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。
Ｔ）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。鋼Ｎ
−１は、Ｓｉ含有量が本発明の範囲外であるので目標と
する強度が得られていない。鋼Ｓ−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Ｔ−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。
【００４３】
【発明の効果】以上詳述したように、本発明は、５９０
ＭＰａ以上の強度を有す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。
ＭＰａ以上の強度を有す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。
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。
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。
─────────────────────────────────────────────────────
【手続補正書】
【提出日】平成１１年５月２６日（１９９９．５．２
６）
６）
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００３７
【補正方法】変更
【補正内容】
【００３７】
【表２】
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｃ２２Ｃ 38/58 Ｃ２２Ｃ 38/58 (72)発明者 高橋 学 千葉県富津市新富20−１ 新日本製鐵株式 会社技術開発本部内 Ｆターム(参考） 4K037 EA01 EA02 EA05 EA06 EA09 EA11 EA13 EA15 EA16 EA17 EA19 EA20 EA23 EA25 EA28 EA31 EA32 EA35 EA36 EB05 EB07 EB09 EB11 FB04 FB10 FC07 FD03 FD04 FE01 FE06
Claims (6)
- 【請求項１】 質量％にて、 Ｃ：０．０３〜０．２０％、 Ｓｉ：１．４超〜２．５％、 Ｍｎ：０．５〜３．０％、 Ｐ：≦０．０２％、 Ｓ：≦０．０１％、 Ａｌ：０．００５〜１．０％、 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、またはマルテンサイトおよびベイナイトを
第二相とする複合組織であり、フェライト相におけるＣ
ｕの存在状態は、Ｃｕ単独で構成される粒子の大きさが
２ｎｍ以下の析出状態および／または固溶状態であるこ
とを特徴とする、疲労特性に優れた加工用熱延鋼板。 - 【請求項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、請求項１に記載の疲労特
性に優れた加工用熱延鋼板。 - 【請求項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、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。 - 【請求項４】 前記鋼が、さらに、質量％にて、 Ｍｏ：０．０５〜１．０％、 Ｖ：０．０２〜０．２％、 Ｔｉ：０．０１〜０．２％、 Ｎｂ：０．０１〜０．１％、 Ｃｒ：０．０１〜１．０％、 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５】 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、Ａｒ 3 変態点か
らＡｒ1 変態点までの温度域で１〜１０秒間滞留し、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り、ミクロ組織が、フェライト
を主相とし、マルテンサイト、またはマルテンサイトお
よびベイナ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、Ｃｕ単独で構成され
る粒子の大きさが２ｎｍ以下の析出状態および／または
固溶状態である鋼板を得ることを特徴とする疲労特性に
優れた加工用熱延鋼板の製造方法。 - 【請求項６】 前記熱間圧延に際し、粗圧延終了後、高
圧デスケーリングを行ない、Ａｒ3 変態点以上で熱間仕
上圧延を終了することを特徴とする請求項５記載の疲労
特性に優れた加工用熱延鋼板の製造方法。
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|---|---|---|---|
| JP12541699A JP3769143B2 (ja) | 1999-05-06 | 1999-05-06 | 疲労特性に優れた加工用熱延鋼板およびその製造方法 |
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| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12541699A JP3769143B2 (ja) | 1999-05-06 | 1999-05-06 | 疲労特性に優れた加工用熱延鋼板およびその製造方法 |
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| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000319756A true JP2000319756A (ja) | 2000-11-21 |
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|---|---|---|---|
| JP12541699A Expired - Fee Related JP3769143B2 (ja) | 1999-05-06 | 1999-05-06 | 疲労特性に優れた加工用熱延鋼板およびその製造方法 |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2004190123A (ja) * | 2002-12-13 | 2004-07-08 | Nippon Steel Corp | 耐疲労き裂伝播特性に優れた原油油槽用鋼 |
| US7780797B2 (en) | 2002-12-26 | 2010-08-24 | Nippon Steel Corporation | High strength thin steel excellent in hole expansibility, ductility and chemical treatment characteristics |
| JP2011052293A (ja) * | 2009-09-03 | 2011-03-17 | Nippon Steel Corp | 成形性及び疲労特性に優れた複合組織鋼板並びにその製造方法 |
| JP2011051000A (ja) * | 2009-09-04 | 2011-03-17 | Jfe Steel Corp | 高強度熱延鋼帯の製造方法 |
| WO2013105632A1 (ja) | 2012-01-13 | 2013-07-18 | 新日鐵住金株式会社 | 冷延鋼板及びその製造方法 |
| WO2013105638A1 (ja) | 2012-01-13 | 2013-07-18 | 新日鐵住金株式会社 | 冷延鋼板及び冷延鋼板の製造方法 |
| WO2013105633A1 (ja) | 2012-01-13 | 2013-07-18 | 新日鐵住金株式会社 | ホットスタンプ成形体、及びホットスタンプ成形体の製造方法 |
| WO2013105631A1 (ja) | 2012-01-13 | 2013-07-18 | 新日鐵住金株式会社 | ホットスタンプ成形体及びその製造方法 |
| WO2014024831A1 (ja) | 2012-08-06 | 2014-02-13 | 新日鐵住金株式会社 | 冷延鋼板、及びその製造方法、並びにホットスタンプ成形体 |
| WO2014162984A1 (ja) | 2013-04-02 | 2014-10-09 | 新日鐵住金株式会社 | ホットスタンプ成形体、冷延鋼板、及びホットスタンプ成形体の製造方法 |
| US9238848B2 (en) | 2010-05-10 | 2016-01-19 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | High-strength steel sheet and method for producing same |
-
1999
- 1999-05-06 JP JP12541699A patent/JP3769143B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| WO2013105631A1 (ja) | 2012-01-13 | 2013-07-18 | 新日鐵住金株式会社 | ホットスタンプ成形体及びその製造方法 |
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| KR20140102309A (ko) | 2012-01-13 | 2014-08-21 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 냉연 강판 및 그 제조 방법 |
| WO2013105638A1 (ja) | 2012-01-13 | 2013-07-18 | 新日鐵住金株式会社 | 冷延鋼板及び冷延鋼板の製造方法 |
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| US9605329B2 (en) | 2012-01-13 | 2017-03-28 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Cold rolled steel sheet and manufacturing method thereof |
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