JPH08188847A - 疲労特性にすぐれる複合組織鋼板及びその製造方法 - Google Patents
疲労特性にすぐれる複合組織鋼板及びその製造方法Info
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- JPH08188847A JPH08188847A JP5895A JP5895A JPH08188847A JP H08188847 A JPH08188847 A JP H08188847A JP 5895 A JP5895 A JP 5895A JP 5895 A JP5895 A JP 5895A JP H08188847 A JPH08188847 A JP H08188847A
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】 （修正有）
【目的】伸びフランジ性を損なうことなく、疲労特性に
すぐれる３相複合組織鋼板を得る。 【構成】重量％で、Ｃ：０．０３〜０．１５、Ｓｉ：
０．３〜１．５、Ｍｎ：０．１〜２．０、Ｐ：０．１以
下、Ａｌ：０．００５〜０．１、Ｓ：０．００５以下を
含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物よりなり、フェラ
イト相中に硬質のベイナイト相とマルテンサイト相を含
有し、フェライトの結晶粒径が４〜１５μｍ、フェライ
トのビッカース硬さ（Ｈｖ）が１４０〜１８０、ベイナ
イトの結晶粒径が６μｍ以下、ベイナイトのビッカース
硬さ（Ｈｖ）が２５０〜４００、マルテンサイトの結晶
粒径が６μｍ以下、マルテンサイトのビッカース硬さ
（Ｈｖ）が４００〜７００である３相複合組織からな
り、更に、硬質相全体の体積率が５〜４０％であり、硬
質相全体の平均自由行程が２０μｍ以下である疲労特性
にすぐれる複合組織鋼板。
すぐれる３相複合組織鋼板を得る。 【構成】重量％で、Ｃ：０．０３〜０．１５、Ｓｉ：
０．３〜１．５、Ｍｎ：０．１〜２．０、Ｐ：０．１以
下、Ａｌ：０．００５〜０．１、Ｓ：０．００５以下を
含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物よりなり、フェラ
イト相中に硬質のベイナイト相とマルテンサイト相を含
有し、フェライトの結晶粒径が４〜１５μｍ、フェライ
トのビッカース硬さ（Ｈｖ）が１４０〜１８０、ベイナ
イトの結晶粒径が６μｍ以下、ベイナイトのビッカース
硬さ（Ｈｖ）が２５０〜４００、マルテンサイトの結晶
粒径が６μｍ以下、マルテンサイトのビッカース硬さ
（Ｈｖ）が４００〜７００である３相複合組織からな
り、更に、硬質相全体の体積率が５〜４０％であり、硬
質相全体の平均自由行程が２０μｍ以下である疲労特性
にすぐれる複合組織鋼板。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、自動車、鉄道等の車両
において、プレス加工、打抜加工等によって形成され、
頻繁な繰り返し荷重の作用する構造部材に好適に用いる
ことができる疲労特性にすぐれる複合組織熱延鋼板及び
その製造方法に関する。
において、プレス加工、打抜加工等によって形成され、
頻繁な繰り返し荷重の作用する構造部材に好適に用いる
ことができる疲労特性にすぐれる複合組織熱延鋼板及び
その製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】自動車、鉄道等の車両において、燃料費
用やエネルギー効率の向上の必要から軽量化の要求が高
く、従来の軟鋼板に代えて、高張力鋼板の使用が増加し
ている。しかも、これらの車両の寿命は、材料の疲労強
度で決まっているため、高強度であると共に、疲労特性
にすぐれる鋼板への要求が高い。
用やエネルギー効率の向上の必要から軽量化の要求が高
く、従来の軟鋼板に代えて、高張力鋼板の使用が増加し
ている。しかも、これらの車両の寿命は、材料の疲労強
度で決まっているため、高強度であると共に、疲労特性
にすぐれる鋼板への要求が高い。
【０００３】そこで、このような要求に応えるため、材
料の組成や微視組織を調整した種々の鋼板が開発されて
おり、代表的なものとしては、特開平４−１３６１１９
号公報等に記載されているように、フェライトを母相と
して、これに硬質の第２相を分散させることによって疲
労強度を改善したフェライト−マルテンサイト鋼、所謂
デュアル・フェイズ（Dual Phase）鋼が知られている。
料の組成や微視組織を調整した種々の鋼板が開発されて
おり、代表的なものとしては、特開平４−１３６１１９
号公報等に記載されているように、フェライトを母相と
して、これに硬質の第２相を分散させることによって疲
労強度を改善したフェライト−マルテンサイト鋼、所謂
デュアル・フェイズ（Dual Phase）鋼が知られている。
【０００４】しかし、上記用途向けの薄鋼板は、プレス
加工、打抜加工等を経て所要の部材に加工され、実用に
供されるので、加工性をにすぐれることが必要である。
上記デュアル・フェイズ鋼は、降伏比が低く、強度に比
べて伸びが大きく、成形性の面でもすぐれた特性を有し
ているが、伸びフランジ性の面で劣っており、そのため
に成形時に穴拡げ部から割れが発生する等の問題を有し
ている。
加工、打抜加工等を経て所要の部材に加工され、実用に
供されるので、加工性をにすぐれることが必要である。
上記デュアル・フェイズ鋼は、降伏比が低く、強度に比
べて伸びが大きく、成形性の面でもすぐれた特性を有し
ているが、伸びフランジ性の面で劣っており、そのため
に成形時に穴拡げ部から割れが発生する等の問題を有し
ている。
【０００５】そこで、このようなデュアル・フェイズ鋼
における問題を解決するために、特開平１−０３３５４
３号公報に記載されているように、低降伏比を有すると
共に、すぐれた強度−伸びバランスと伸びフランジ性を
有するフェライト−ベイナイト−マルテンサイトの３相
組織を持つ複合組織鋼板が提案されている。しかしなが
ら、このような３相複合組織鋼板によれば、伸びフラン
ジ性を付与した代償として、疲労強度が低いことが多
く、かくして、疲労特性が十分とはいえず、最適の微視
組織が求められている。
における問題を解決するために、特開平１−０３３５４
３号公報に記載されているように、低降伏比を有すると
共に、すぐれた強度−伸びバランスと伸びフランジ性を
有するフェライト−ベイナイト−マルテンサイトの３相
組織を持つ複合組織鋼板が提案されている。しかしなが
ら、このような３相複合組織鋼板によれば、伸びフラン
ジ性を付与した代償として、疲労強度が低いことが多
く、かくして、疲労特性が十分とはいえず、最適の微視
組織が求められている。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】本発明者らは、従来の
複合組織鋼板における上述したような問題を解決して、
上記要望に応えるために、良好な伸びフランジ性を有す
るフェライト−ベイナイト−マルテンサイト複合組織鋼
板の疲労強度と微視組織の関係を明らかにすべく、鋭意
研究した結果、母相であるフェライトと、これより硬さ
の高いベイナイトとマルテンサイトの結晶粒径、硬さ及
び分散状態を制御することによって、伸びフランジ性を
損なうことなく、疲労特性にすぐれる３相複合組織鋼板
を得ることができることを見出して、本発明に至つたも
のである。
複合組織鋼板における上述したような問題を解決して、
上記要望に応えるために、良好な伸びフランジ性を有す
るフェライト−ベイナイト−マルテンサイト複合組織鋼
板の疲労強度と微視組織の関係を明らかにすべく、鋭意
研究した結果、母相であるフェライトと、これより硬さ
の高いベイナイトとマルテンサイトの結晶粒径、硬さ及
び分散状態を制御することによって、伸びフランジ性を
損なうことなく、疲労特性にすぐれる３相複合組織鋼板
を得ることができることを見出して、本発明に至つたも
のである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明による疲労特性に
すぐれる複合組織鋼板は、重量％で、Ｃ 0.０３〜0.
１５％、Ｓｉ 0.３〜1.５％、Ｍｎ 0.１〜2.０％、Ｐ
0.１％以下、Ａｌ 0.００５〜0.１％、Ｓ 0.０
０５％以下を含有し、残部鉄及び不可避的不純物よりな
り、フェライト相中に硬質のベイナイト相とマルテンサ
イト相を含有し、フェライトの結晶粒径が４〜１５μ
ｍ、フェライトのビッカース硬さ（Ｈｖ）が１４０〜１
８０、ベイナイトの結晶粒径が６μｍ以下、ベイナイト
のビッカース硬さ（Ｈｖ）が２５０〜４００、マルテン
サイトの結晶粒径が６μｍ以下、マルテンサイトのビッ
カース硬さ（Ｈｖ）が４００〜７００である３相複合組
織からなり、更に、硬質相全体の体積率が５〜４０％の
範囲にあり、硬質相全体の平均自由行程が２０μｍ以下
であることを特徴とする。
すぐれる複合組織鋼板は、重量％で、Ｃ 0.０３〜0.
１５％、Ｓｉ 0.３〜1.５％、Ｍｎ 0.１〜2.０％、Ｐ
0.１％以下、Ａｌ 0.００５〜0.１％、Ｓ 0.０
０５％以下を含有し、残部鉄及び不可避的不純物よりな
り、フェライト相中に硬質のベイナイト相とマルテンサ
イト相を含有し、フェライトの結晶粒径が４〜１５μ
ｍ、フェライトのビッカース硬さ（Ｈｖ）が１４０〜１
８０、ベイナイトの結晶粒径が６μｍ以下、ベイナイト
のビッカース硬さ（Ｈｖ）が２５０〜４００、マルテン
サイトの結晶粒径が６μｍ以下、マルテンサイトのビッ
カース硬さ（Ｈｖ）が４００〜７００である３相複合組
織からなり、更に、硬質相全体の体積率が５〜４０％の
範囲にあり、硬質相全体の平均自由行程が２０μｍ以下
であることを特徴とする。
【０００８】本発明による複合組織鋼板には、上記元素
に加えて、Ｃａ 0.０１％以下を添加することができ
る。更に、本発明による複合組織鋼板には、上記Ｃａに
加えて、又は上記Ｃａとは別に、Ｃｕ 0.１〜２％、Ｎ
ｉ 0.１〜２％、Ｃｒ 0.０５〜２％、Ｍｏ 0.０５〜
１％、Ｖ 0.０１〜0.５％、Ｔｉ 0.０１〜0.３％、
Ｎｂ 0.０１〜0.２％、Ｂ 0.０００５〜0.０１％よ
りなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を添加する
ことができる。
に加えて、Ｃａ 0.０１％以下を添加することができ
る。更に、本発明による複合組織鋼板には、上記Ｃａに
加えて、又は上記Ｃａとは別に、Ｃｕ 0.１〜２％、Ｎ
ｉ 0.１〜２％、Ｃｒ 0.０５〜２％、Ｍｏ 0.０５〜
１％、Ｖ 0.０１〜0.５％、Ｔｉ 0.０１〜0.３％、
Ｎｂ 0.０１〜0.２％、Ｂ 0.０００５〜0.０１％よ
りなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を添加する
ことができる。
【０００９】このような複合組織鋼板は、本発明に従っ
て、上記化学成分を有する鋼を熱間圧延する際に、９５
０〜８００℃の範囲の温度で仕上圧延し、次いで、圧延
の後、５秒以内に冷却速度１５℃／秒以上で冷却を開始
し、冷却する１次冷却を行ない、続いて、７５０〜６０
０℃の温度域において冷却速度１５℃／秒未満にて３〜
１５秒間徐冷する２次冷却を行ない、続いて、冷却速度
１５℃／秒以上にて冷却する３次冷却を行なった後、５
００℃以下の温度で巻取ることによって得ることができ
る。
て、上記化学成分を有する鋼を熱間圧延する際に、９５
０〜８００℃の範囲の温度で仕上圧延し、次いで、圧延
の後、５秒以内に冷却速度１５℃／秒以上で冷却を開始
し、冷却する１次冷却を行ない、続いて、７５０〜６０
０℃の温度域において冷却速度１５℃／秒未満にて３〜
１５秒間徐冷する２次冷却を行ない、続いて、冷却速度
１５℃／秒以上にて冷却する３次冷却を行なった後、５
００℃以下の温度で巻取ることによって得ることができ
る。
【００１０】このように、本発明によれば、硬質のベイ
ナイトとマルテンサイトを含むフェライト組織を有し、
それぞれの結晶粒径と硬さを限定し、更に、疲労亀裂の
伝播を阻止するうえで重要な硬質相の平均自由行程を規
定することによって、加工性を阻害することなく、疲労
特性を向上させてなる複合組織鋼板とその製造方法が提
供される。
ナイトとマルテンサイトを含むフェライト組織を有し、
それぞれの結晶粒径と硬さを限定し、更に、疲労亀裂の
伝播を阻止するうえで重要な硬質相の平均自由行程を規
定することによって、加工性を阻害することなく、疲労
特性を向上させてなる複合組織鋼板とその製造方法が提
供される。
【００１１】本発明による複合組織鋼板の微視組織につ
いて説明する。先ず、フェライトの結晶粒径とビッカー
ス硬さの限定理由について述べる。フェライト結晶粒径
が粗大になればなるほど、引張強度、疲労強度共に低下
するので、十分な強度を得るために、本発明において
は、フェライトの結晶粒径の上限を１５μｍとする。一
方、結晶粒の微細化によって、高サイクル疲労強度は上
昇するが、しかし、過度の微細化は、低サイクル側での
寿命低下や疲労亀裂伝播の下限界値の低下を招く。本発
明においては、この低下を抑えるために下限を４μｍと
する。
いて説明する。先ず、フェライトの結晶粒径とビッカー
ス硬さの限定理由について述べる。フェライト結晶粒径
が粗大になればなるほど、引張強度、疲労強度共に低下
するので、十分な強度を得るために、本発明において
は、フェライトの結晶粒径の上限を１５μｍとする。一
方、結晶粒の微細化によって、高サイクル疲労強度は上
昇するが、しかし、過度の微細化は、低サイクル側での
寿命低下や疲労亀裂伝播の下限界値の低下を招く。本発
明においては、この低下を抑えるために下限を４μｍと
する。
【００１２】フェライトのビッカース硬さ（Ｈｖ）は、
フェライト中の疲労滑り帯や微視的な亀裂の発生に対す
る抵抗を高めるので、硬さが高いほど、疲労強度も向上
する。しかし、前述したように、必要特性の一つである
プレス成形性、伸びフランジ性、打抜加工等の成形性や
加工性は、硬さの増加により低下する。そこで、本発明
においては、成形性や加工性を阻害することなく、十分
な疲労強度を確保するために、フェライトのビッカース
硬さ（Ｈｖ）硬さの範囲を１４０〜１８０とする。
フェライト中の疲労滑り帯や微視的な亀裂の発生に対す
る抵抗を高めるので、硬さが高いほど、疲労強度も向上
する。しかし、前述したように、必要特性の一つである
プレス成形性、伸びフランジ性、打抜加工等の成形性や
加工性は、硬さの増加により低下する。そこで、本発明
においては、成形性や加工性を阻害することなく、十分
な疲労強度を確保するために、フェライトのビッカース
硬さ（Ｈｖ）硬さの範囲を１４０〜１８０とする。
【００１３】次に、本発明による複合組織鋼板におい
て、最も重要である硬質相の条件について述べる。硬質
の第２相をフェライト中に分散させる主たる目的は、フ
ェライト中に発生した疲労滑り帯や亀裂の伝播を硬質相
の粒界で阻止し、停留させることによって、疲労強度を
向上させることである。疲労滑り帯や亀裂の伝播を阻止
するためには、これらが十分に伝播する前に硬質相に遭
遇する必要があるが、この遭遇確率は、硬質相の粒径と
分散状態に左右される。例えば、ベイナイト量を一定と
したままで、ベイナイト粒径を変化させると、図１に示
すように、ベイナイト粒径が６μｍ以上では、疲労強度
の向上には寄与しない。マルテンサイトについても同様
である。従って、本発明においては、ベイナイト及びマ
ルテンサイトの結晶粒径をそれぞれ６μｍ以下とする。
て、最も重要である硬質相の条件について述べる。硬質
の第２相をフェライト中に分散させる主たる目的は、フ
ェライト中に発生した疲労滑り帯や亀裂の伝播を硬質相
の粒界で阻止し、停留させることによって、疲労強度を
向上させることである。疲労滑り帯や亀裂の伝播を阻止
するためには、これらが十分に伝播する前に硬質相に遭
遇する必要があるが、この遭遇確率は、硬質相の粒径と
分散状態に左右される。例えば、ベイナイト量を一定と
したままで、ベイナイト粒径を変化させると、図１に示
すように、ベイナイト粒径が６μｍ以上では、疲労強度
の向上には寄与しない。マルテンサイトについても同様
である。従って、本発明においては、ベイナイト及びマ
ルテンサイトの結晶粒径をそれぞれ６μｍ以下とする。
【００１４】本発明によれば、後述するように、これら
第２相量を必要以上に増加させないので、成形性や加工
性を阻害することなく、疲労強度を高めることができ
る。
第２相量を必要以上に増加させないので、成形性や加工
性を阻害することなく、疲労強度を高めることができ
る。
【００１５】更に、ベイナイトがより硬質であるとき、
疲労滑り帯や亀裂の阻止に一層有効である。図２に示す
ように、疲労滑り帯や亀裂の阻止に十分な効果を得るこ
とができるように、本発明によれば、ベイナイトのビッ
カース硬さ（Ｈｖ）の下限を２５０とする。しかし、ベ
イナイトの硬質化によるこのような疲労強度の向上の効
果は、ベイナイトのビッカース硬さ（Ｈｖ）が４００を
越えても飽和するので、その上限を４００とする。
疲労滑り帯や亀裂の阻止に一層有効である。図２に示す
ように、疲労滑り帯や亀裂の阻止に十分な効果を得るこ
とができるように、本発明によれば、ベイナイトのビッ
カース硬さ（Ｈｖ）の下限を２５０とする。しかし、ベ
イナイトの硬質化によるこのような疲労強度の向上の効
果は、ベイナイトのビッカース硬さ（Ｈｖ）が４００を
越えても飽和するので、その上限を４００とする。
【００１６】また、マルテンサイト硬さの向上も、疲労
強度の向上に寄与する。マルテンサイトの少量の生成に
よって、上記効果を十分に得ることができるように、マ
ルテンサイトのビッカース硬さ（Ｈｖ）の下限を４００
とする。しかし、硬質化しすぎても、必要以上に引張強
度を高め、その結果、成形性や加工性に悪影響を与える
ので、その上限を７００とする。
強度の向上に寄与する。マルテンサイトの少量の生成に
よって、上記効果を十分に得ることができるように、マ
ルテンサイトのビッカース硬さ（Ｈｖ）の下限を４００
とする。しかし、硬質化しすぎても、必要以上に引張強
度を高め、その結果、成形性や加工性に悪影響を与える
ので、その上限を７００とする。
【００１７】尚、本発明において、ビッカース硬さ（Ｈ
ｖ）が２５０〜７００の場合、残留オーステナイトも疲
労強度の向上に寄与するので、硬質相には、このような
残留オーステナイトをも含むものとする。
ｖ）が２５０〜７００の場合、残留オーステナイトも疲
労強度の向上に寄与するので、硬質相には、このような
残留オーステナイトをも含むものとする。
【００１８】次に、硬質相の平均自由行程の限定理由に
ついて述べる。前述したように、疲労滑り帯や亀裂が第
２相に遭遇する確率を決定する要因の一つに硬質相の分
散状態がある。この確率を決定する微視組織因子として
は、硬質相の面積率よりも、硬質相間の距離、即ち、硬
質相の平均自由行程が重要である。硬質相の平均自由行
程が大きければ、疲労滑り帯や亀裂が硬質相に遭遇する
前に十分な長さに成長するので、それらを硬質相で阻止
停留させることができない。即ち、図３に示すように、
平均自由行程が大きいときは、硬質相を含有させても、
疲労強度は殆ど向上しない。そこで、本発明によれば、
硬質相の平均自由行程を２０μｍ以下とする。
ついて述べる。前述したように、疲労滑り帯や亀裂が第
２相に遭遇する確率を決定する要因の一つに硬質相の分
散状態がある。この確率を決定する微視組織因子として
は、硬質相の面積率よりも、硬質相間の距離、即ち、硬
質相の平均自由行程が重要である。硬質相の平均自由行
程が大きければ、疲労滑り帯や亀裂が硬質相に遭遇する
前に十分な長さに成長するので、それらを硬質相で阻止
停留させることができない。即ち、図３に示すように、
平均自由行程が大きいときは、硬質相を含有させても、
疲労強度は殆ど向上しない。そこで、本発明によれば、
硬質相の平均自由行程を２０μｍ以下とする。
【００１９】最後に硬質相の体積率の限定理由を述べ
る。前述したように、プレス加工、打抜加工等によって
形成され、頻繁な繰り返し荷重の作用する構造部材に用
いられる鋼板に必要な特性は、良好な疲労特性と加工性
である。本発明では、加工性の一つの指標として、伸び
フランジ性を考慮したが、疲労特性の向上によって、伸
びフランジ性を劣化させないように、本発明において
は、硬質相全体の体積率を５〜４０％の範囲に限定す
る。
る。前述したように、プレス加工、打抜加工等によって
形成され、頻繁な繰り返し荷重の作用する構造部材に用
いられる鋼板に必要な特性は、良好な疲労特性と加工性
である。本発明では、加工性の一つの指標として、伸び
フランジ性を考慮したが、疲労特性の向上によって、伸
びフランジ性を劣化させないように、本発明において
は、硬質相全体の体積率を５〜４０％の範囲に限定す
る。
【００２０】本発明による複合組織鋼板によれば、以上
のように、フェライト、ベイナイト及びマルテンサイト
のそれぞれの結晶粒径とビッカース硬さ（Ｈｖ）が規定
されるうえに、硬質相全体の面積率と硬質相の平均自由
行程が規定される。
のように、フェライト、ベイナイト及びマルテンサイト
のそれぞれの結晶粒径とビッカース硬さ（Ｈｖ）が規定
されるうえに、硬質相全体の面積率と硬質相の平均自由
行程が規定される。
【００２１】本発明によるこのような複合組織を有する
鋼板を実現するための鋼の化学成分について説明する。
鋼板を実現するための鋼の化学成分について説明する。
【００２２】Ｃは、適切な硬さの第２相を得るために必
要な元素であり、そのためには0.０３％以上の添加が必
要である。しかし、0.１５％を越えて添加するときは、
加工性及び溶接性の劣化が大きい。従って、本発明にお
いては、Ｃの添加量は0.０３〜0.１５％の範囲とする。
Ｓｉは、固溶強化元素であり、フェライトの硬さを高く
するために必要である。その効果を有効に発揮させるた
めには、0.３％以上の添加が必要である。しかし、1.５
％を越えて添加すると、フェライトの硬さが過度に上昇
して、成形性や加工性を低下させると共に、鋼板の表面
性状を劣化させる。従って、Ｓｉ量は0.０３〜1.５％の
範囲とする。
要な元素であり、そのためには0.０３％以上の添加が必
要である。しかし、0.１５％を越えて添加するときは、
加工性及び溶接性の劣化が大きい。従って、本発明にお
いては、Ｃの添加量は0.０３〜0.１５％の範囲とする。
Ｓｉは、固溶強化元素であり、フェライトの硬さを高く
するために必要である。その効果を有効に発揮させるた
めには、0.３％以上の添加が必要である。しかし、1.５
％を越えて添加すると、フェライトの硬さが過度に上昇
して、成形性や加工性を低下させると共に、鋼板の表面
性状を劣化させる。従って、Ｓｉ量は0.０３〜1.５％の
範囲とする。
【００２３】Ｍｎは、熱間脆性を防止するために、0.１
％以上添加する必要があるが、2.０％を越えて添加する
と溶接性を損なう。従って、Ｍｎ添加量は0.１〜2.０の
範囲とする。Ｐは、置換型固溶強化元素として有効な元
素であり、高延性を与える効果がある。しかし、過多に
添加するときは、粒界に偏析し、脆化を招くので、その
上限を0.１％とする。
％以上添加する必要があるが、2.０％を越えて添加する
と溶接性を損なう。従って、Ｍｎ添加量は0.１〜2.０の
範囲とする。Ｐは、置換型固溶強化元素として有効な元
素であり、高延性を与える効果がある。しかし、過多に
添加するときは、粒界に偏析し、脆化を招くので、その
上限を0.１％とする。
【００２４】Ａｌは、脱酸剤として、0.００５％以上の
添加が必要であるが、過多に添加しても、その効果が飽
和するだけでなく、製造費用を徒に高くするのみである
ので、その上限を0.１％とする。Ｓは、通常、鋼に0.０
０８％程度含まれているが、すぐれた成形性、特に、伸
びフランジ性を確保するために、本発明においては、0.
００５％以下とする。
添加が必要であるが、過多に添加しても、その効果が飽
和するだけでなく、製造費用を徒に高くするのみである
ので、その上限を0.１％とする。Ｓは、通常、鋼に0.０
０８％程度含まれているが、すぐれた成形性、特に、伸
びフランジ性を確保するために、本発明においては、0.
００５％以下とする。
【００２５】本発明においては、上記元素に加えて、Ｃ
ａを鋼に添加することができる。このＣａは、硫化物の
形態制御を通じて、延性、特に、伸びフランジ性を改善
する効果がある。しかし、過多に添加しても、その効果
が飽和するのみならず、鋼の清浄度を低下させるので、
その上限を0.０１％とする。
ａを鋼に添加することができる。このＣａは、硫化物の
形態制御を通じて、延性、特に、伸びフランジ性を改善
する効果がある。しかし、過多に添加しても、その効果
が飽和するのみならず、鋼の清浄度を低下させるので、
その上限を0.０１％とする。
【００２６】本発明においては、上記元素に加えて、又
は上記元素とは別に、更に、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、
Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ及びＢよりなる群から選ばれる少なくと
も１種の元素を鋼に添加することができる。
は上記元素とは別に、更に、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、
Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ及びＢよりなる群から選ばれる少なくと
も１種の元素を鋼に添加することができる。
【００２７】Ｃｕは、固溶強化及び析出強化に有効な元
素であり、フェライトの硬さを向上させ、また、伸びフ
ランジ性を損なうことなく、鋼板を強化する働きがあ
る。また、疲労特性を向上させる効果もある。これらの
効果を発揮するためには、少なくとも0.１％を添加する
必要がある。しかし、過多に添加するととは、製造費用
を高くするので、2.０％を添加量の上限とする。
素であり、フェライトの硬さを向上させ、また、伸びフ
ランジ性を損なうことなく、鋼板を強化する働きがあ
る。また、疲労特性を向上させる効果もある。これらの
効果を発揮するためには、少なくとも0.１％を添加する
必要がある。しかし、過多に添加するととは、製造費用
を高くするので、2.０％を添加量の上限とする。
【００２８】Ｎｉは、溶接性を阻害することなく、焼入
れ性及び靱性を向上させる効果があり、この効果を発揮
するには、少なくとも0.１％を添加する必要がある。し
かし、過多に添加するときは、製造費用を高くするの
で、2.０％を添加量の上限とする。Ｃｒは、焼入れ性を
向上させ、所定の組織を有利に与える元素である。この
効果を発揮するためには、0.０５％以上添加する必要が
あるが、2.０％を越えて添加してもその効果は飽和し、
また、製造費用を高くする。従って、Ｃｒ添加量は0.０
５〜2.０％の範囲とする。
れ性及び靱性を向上させる効果があり、この効果を発揮
するには、少なくとも0.１％を添加する必要がある。し
かし、過多に添加するときは、製造費用を高くするの
で、2.０％を添加量の上限とする。Ｃｒは、焼入れ性を
向上させ、所定の組織を有利に与える元素である。この
効果を発揮するためには、0.０５％以上添加する必要が
あるが、2.０％を越えて添加してもその効果は飽和し、
また、製造費用を高くする。従って、Ｃｒ添加量は0.０
５〜2.０％の範囲とする。
【００２９】Ｍｏも、焼入れ性を向上させ、所定の組織
を有利に与える元素である。この効果を有効に得るため
には、0.０５％以上添加する必要があるが、しかし、1.
０％を越えて添加しても、その効果は飽和し、また、製
造費用を高くする。従って、Ｍｏ添加量は0.０５〜1.０
％の範囲とする。Ｖ、Ｔｉ及びＮｂは、析出強化元素で
あり、フェライト硬さを向上させる効果があるが、しか
し、過度に添加するときは、その効果が飽和し、製造費
用の点からも不利である。そこで、本発明においては、
これら元素の添加量は、Ｖ0.０１〜0.５％、Ｔｉ0.０１
〜0.３０％、Ｎｂ0.０１〜0.２％の範囲とする。
を有利に与える元素である。この効果を有効に得るため
には、0.０５％以上添加する必要があるが、しかし、1.
０％を越えて添加しても、その効果は飽和し、また、製
造費用を高くする。従って、Ｍｏ添加量は0.０５〜1.０
％の範囲とする。Ｖ、Ｔｉ及びＮｂは、析出強化元素で
あり、フェライト硬さを向上させる効果があるが、しか
し、過度に添加するときは、その効果が飽和し、製造費
用の点からも不利である。そこで、本発明においては、
これら元素の添加量は、Ｖ0.０１〜0.５％、Ｔｉ0.０１
〜0.３０％、Ｎｂ0.０１〜0.２％の範囲とする。
【００３０】Ｂは、焼入れ性を向上させるのに有効な元
素である。この効果を有効に得るためには、少なくとも
0.０００５％を添加する必要がある。しかし、過多に添
加するときは、その効果が飽和するだけでなく、延性を
低下させるので、その上限を0.０１％とする。
素である。この効果を有効に得るためには、少なくとも
0.０００５％を添加する必要がある。しかし、過多に添
加するときは、その効果が飽和するだけでなく、延性を
低下させるので、その上限を0.０１％とする。
【００３１】次に、本発明による複合組織鋼板の製造方
法について述べる。熱間圧延における仕上温度は、得ら
れる熱延鋼板の全伸び、伸びフランジ性及び疲労特性に
重要な影響を与える。そこで、本発明によれば、先ず、
上述した化学成分を有する鋼を熱間圧延する際に、９５
０〜８００℃の範囲の温度で仕上圧延する。仕上温度を
このように規定するのは、Ａr3変態点におけるフェライ
トの生成核を増大させるためであり、延性に必要なフェ
ライトを短時間に微細に生成させ、また、硬質相を微細
に分散させるためである。
法について述べる。熱間圧延における仕上温度は、得ら
れる熱延鋼板の全伸び、伸びフランジ性及び疲労特性に
重要な影響を与える。そこで、本発明によれば、先ず、
上述した化学成分を有する鋼を熱間圧延する際に、９５
０〜８００℃の範囲の温度で仕上圧延する。仕上温度を
このように規定するのは、Ａr3変態点におけるフェライ
トの生成核を増大させるためであり、延性に必要なフェ
ライトを短時間に微細に生成させ、また、硬質相を微細
に分散させるためである。
【００３２】仕上温度が９５０℃を越えるときは、仕上
圧延後の冷却過程において、十分な体積率にてフェライ
トを生成させると共に、フェライトと硬質相とを本発明
において規定する範囲の微細な粒径にするのが困難であ
る。仕上温度が８００℃よりも低いときは、仕上圧延時
にフェライトに歪が多量に入って、面内方向性及び延性
を阻害し、加工性が劣化する。以上から、本発明におい
ては、仕上温度を８００〜９５０℃の範囲の温度とす
る。
圧延後の冷却過程において、十分な体積率にてフェライ
トを生成させると共に、フェライトと硬質相とを本発明
において規定する範囲の微細な粒径にするのが困難であ
る。仕上温度が８００℃よりも低いときは、仕上圧延時
にフェライトに歪が多量に入って、面内方向性及び延性
を阻害し、加工性が劣化する。以上から、本発明におい
ては、仕上温度を８００〜９５０℃の範囲の温度とす
る。
【００３３】更に、本発明においては、上記仕上圧延後
の冷却過程も重要であり、圧延の後の冷却を１次、２次
及び３次の３段にて行なう。即ち、本発明によれば、１
次冷却は、圧延の後、５秒以内に２次冷却まで、冷却速
度１５℃／秒以上にて急冷するものである。圧延後、１
次冷却までの時間が５秒を越えるときは、仕上圧延によ
って鋼に付与された歪が回復及び再結晶によって開放さ
れ、組織の細粒化が困難となる。通常、圧延の後、１〜
３秒程度で２次冷却が開始される。また、１次冷却の速
度が１５℃／秒未満の場合も、フェライトが高温で生成
し、成長することによって、組織の微細化が困難とな
り、本発明の組織を得るのが困難となる。１次冷却の速
度は、温度制御の点から、通常、１００℃／秒以下であ
る。
の冷却過程も重要であり、圧延の後の冷却を１次、２次
及び３次の３段にて行なう。即ち、本発明によれば、１
次冷却は、圧延の後、５秒以内に２次冷却まで、冷却速
度１５℃／秒以上にて急冷するものである。圧延後、１
次冷却までの時間が５秒を越えるときは、仕上圧延によ
って鋼に付与された歪が回復及び再結晶によって開放さ
れ、組織の細粒化が困難となる。通常、圧延の後、１〜
３秒程度で２次冷却が開始される。また、１次冷却の速
度が１５℃／秒未満の場合も、フェライトが高温で生成
し、成長することによって、組織の微細化が困難とな
り、本発明の組織を得るのが困難となる。１次冷却の速
度は、温度制御の点から、通常、１００℃／秒以下であ
る。
【００３４】２次冷却は、６００〜７５０℃の範囲の温
度域にて、１５℃／秒未満の冷却速度で３〜１５秒の範
囲の時間にわたって徐冷するものである。この２次冷却
によって、本発明にて規定する範囲の粒径のフェライト
を適量生成させると共に、硬質相の粒径と分散状態を制
御する。冷却時間が３秒未満のときは、十分なフェライ
ト量を得ることが困難であり、他方、１５秒を越えると
きは、パーライトが生成して、本発明で規定する組織を
得ることが困難である。２次冷却の速度は、通常、５℃
／秒以上である。これよりも遅いときは、保温のために
特殊な設備が必要となるので好ましくない。
度域にて、１５℃／秒未満の冷却速度で３〜１５秒の範
囲の時間にわたって徐冷するものである。この２次冷却
によって、本発明にて規定する範囲の粒径のフェライト
を適量生成させると共に、硬質相の粒径と分散状態を制
御する。冷却時間が３秒未満のときは、十分なフェライ
ト量を得ることが困難であり、他方、１５秒を越えると
きは、パーライトが生成して、本発明で規定する組織を
得ることが困難である。２次冷却の速度は、通常、５℃
／秒以上である。これよりも遅いときは、保温のために
特殊な設備が必要となるので好ましくない。
【００３５】また、２次冷却の温度域が７５０℃よりも
高いときは、フェライト粒径が粗大となり、目的とする
フェライトを得ることが困難である。他方、２次冷却の
温度域が６００℃よりも低いときは、パーライトが生成
し、本発明で規定する組織を得ることが困難である。
高いときは、フェライト粒径が粗大となり、目的とする
フェライトを得ることが困難である。他方、２次冷却の
温度域が６００℃よりも低いときは、パーライトが生成
し、本発明で規定する組織を得ることが困難である。
【００３６】次に、３次冷却は、冷却速度１５℃／秒以
上にて５００℃以下の巻取温度まで冷却するものであ
る。この３次冷却は、巻取温度までの冷却過程におい
て、パーライトを生成させないためである。３次冷却の
速度は、温度制御の点から、通常、１００℃／秒以下で
ある。
上にて５００℃以下の巻取温度まで冷却するものであ
る。この３次冷却は、巻取温度までの冷却過程におい
て、パーライトを生成させないためである。３次冷却の
速度は、温度制御の点から、通常、１００℃／秒以下で
ある。
【００３７】巻取温度は、５００℃以下の温度である。
巻取温度が５００℃を越えるときは、パーライト若しく
は粗大なベイナイトが生成し、本発明で規定する組織を
得ることが困難である。
巻取温度が５００℃を越えるときは、パーライト若しく
は粗大なベイナイトが生成し、本発明で規定する組織を
得ることが困難である。
【００３８】以上のように本発明によれば、化学成分を
規定した鋼を所定の条件下に熱間圧延すると共に、その
後の冷却を３段にて行なって、組織をフェライト・ベイ
ナイト・マルテンサイトの複合組織とすると共に、それ
ら組織の粒径、硬さ、体積率及び平均自由行程を制御す
ることによって、目的とする疲労特性にすぐれる複合組
織鋼板を得ることができる。
規定した鋼を所定の条件下に熱間圧延すると共に、その
後の冷却を３段にて行なって、組織をフェライト・ベイ
ナイト・マルテンサイトの複合組織とすると共に、それ
ら組織の粒径、硬さ、体積率及び平均自由行程を制御す
ることによって、目的とする疲労特性にすぐれる複合組
織鋼板を得ることができる。
【００３９】
【実施例】以下に実施例を挙げて本発明を説明するが、
本発明はこれら実施例により何ら限定されるものではな
い。
本発明はこれら実施例により何ら限定されるものではな
い。
【００４０】実施例１ 表１に示す化学成分を有する鋼を真空溶製し、これを圧
延し、３段にて冷却し、巻き取った。製造条件を種々制
御することによって、実施例２に示すように、種々の複
合組織を有する鋼板を得ることができる。製造方法の一
例として、例えば、仕上圧延の後、７２０℃まで冷却速
度４０℃／秒にて１次冷却し、次いで、冷却速度６℃／
秒にて１０秒間、２次冷却し、その後、冷却速度４０℃
／秒にて巻取温度まで３次冷却し、４５０℃で巻き取る
方法を挙げることができる。
延し、３段にて冷却し、巻き取った。製造条件を種々制
御することによって、実施例２に示すように、種々の複
合組織を有する鋼板を得ることができる。製造方法の一
例として、例えば、仕上圧延の後、７２０℃まで冷却速
度４０℃／秒にて１次冷却し、次いで、冷却速度６℃／
秒にて１０秒間、２次冷却し、その後、冷却速度４０℃
／秒にて巻取温度まで３次冷却し、４５０℃で巻き取る
方法を挙げることができる。
【００４１】このようにして得られた供試材の機械的性
質、硬さ及び顕微鏡組織観察結果を表２に示す。引張特
性は、ＪＩＳ５号引張試験片で試験し、伸びフランジ性
は、鋼板にポンチ打抜きで直径１０mmの穴を開け、先端
角６０°の円錐ポンチで試験した穴拡げ率（λ）で評価
した。疲労強度は、両振り平面曲げ疲労試験で１０7 サ
イクル以上で破断が認められなかった応力とした。
質、硬さ及び顕微鏡組織観察結果を表２に示す。引張特
性は、ＪＩＳ５号引張試験片で試験し、伸びフランジ性
は、鋼板にポンチ打抜きで直径１０mmの穴を開け、先端
角６０°の円錐ポンチで試験した穴拡げ率（λ）で評価
した。疲労強度は、両振り平面曲げ疲労試験で１０7 サ
イクル以上で破断が認められなかった応力とした。
【００４２】鋼１〜１２は本発明鋼であり、鋼１３〜１
７は比較鋼である。これらのうち、鋼１１及び１２は冷
延鋼板であり、その他は熱延鋼板である。本発明による
鋼板は、従来の鋼板と比較して、同じ引張強さで同等の
伸びフランジ性を有すると共に、引張強さの半分以上の
疲労特性を有する。化学成分が本発明て規定する範囲に
あっても、微視組織が本発明で規定する組織でないもの
は十分な疲労強度をもたない。また、微視組織が本発明
て規定するものであっても、化学成分、特に、Ｓ量が本
発明で規制する条件を満たさないものは、疲労強度にす
ぐれていても、伸びフランジ性に劣る。
７は比較鋼である。これらのうち、鋼１１及び１２は冷
延鋼板であり、その他は熱延鋼板である。本発明による
鋼板は、従来の鋼板と比較して、同じ引張強さで同等の
伸びフランジ性を有すると共に、引張強さの半分以上の
疲労特性を有する。化学成分が本発明て規定する範囲に
あっても、微視組織が本発明で規定する組織でないもの
は十分な疲労強度をもたない。また、微視組織が本発明
て規定するものであっても、化学成分、特に、Ｓ量が本
発明で規制する条件を満たさないものは、疲労強度にす
ぐれていても、伸びフランジ性に劣る。
【００４３】
【表１】
【００４４】
【表２】
【００４５】実施例２ 表３に示す化学成分を有する鋼を真空溶製し、表４に示
す条件にて粗圧延して、厚さ３０mmのスラブとし、これ
を４パスにて厚さ3.５mmの熱延板とした。仕上圧延の
後、いずれも５秒以内に、通常、１〜３秒程度にて、表
４に示す冷却速度にて１次冷却を行ない、続いて、表４
に示す開始温度から、表４に示す時間にわたって、徐冷
して、２次冷却を行ない、続いて、表４に示す冷却速度
にて３次冷却を行なった後、表４に示す温度で巻き取っ
た。
す条件にて粗圧延して、厚さ３０mmのスラブとし、これ
を４パスにて厚さ3.５mmの熱延板とした。仕上圧延の
後、いずれも５秒以内に、通常、１〜３秒程度にて、表
４に示す冷却速度にて１次冷却を行ない、続いて、表４
に示す開始温度から、表４に示す時間にわたって、徐冷
して、２次冷却を行ない、続いて、表４に示す冷却速度
にて３次冷却を行なった後、表４に示す温度で巻き取っ
た。
【００４６】このようにして得られた供試材の機械的性
質、硬さ及び顕微鏡組織観察結果を表５に示す。引張特
性は、ＪＩＳ５号引張試験片で試験し、伸びフランジ性
は、鋼板にポンチ打抜きで直径１０mmの穴を開け、先端
角６０°の円錐ポンチで試験した穴拡げ率（λ）で評価
した。疲労強度は、両振り平面曲げ疲労試験で１０7 サ
イクル以上で破断が認められなかった応力とした。
質、硬さ及び顕微鏡組織観察結果を表５に示す。引張特
性は、ＪＩＳ５号引張試験片で試験し、伸びフランジ性
は、鋼板にポンチ打抜きで直径１０mmの穴を開け、先端
角６０°の円錐ポンチで試験した穴拡げ率（λ）で評価
した。疲労強度は、両振り平面曲げ疲労試験で１０7 サ
イクル以上で破断が認められなかった応力とした。
【００４７】
【表３】
【００４８】
【表４】
【００４９】
【表５】
【００５０】
【発明の効果】以上のように、本発明による複合組織鋼
板は、従来の３相複合組織鋼板と同等の加工性、特に、
伸びフランジ性を有しながら、すぐれた疲労特性を有し
ており、自動車、鉄道等の構造部材、特に、強加工の必
要な部材の製造に好適に用いることができる。
板は、従来の３相複合組織鋼板と同等の加工性、特に、
伸びフランジ性を有しながら、すぐれた疲労特性を有し
ており、自動車、鉄道等の構造部材、特に、強加工の必
要な部材の製造に好適に用いることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】は、得られる鋼板におけるベイナイト粒径と疲
労強度との関係を示すグラフである。
労強度との関係を示すグラフである。
【図２】は、得られる鋼板におけるベイナイトのビッカ
ース硬さ（Ｈｖ）と疲労強度との関係を示すグラフであ
る。
ース硬さ（Ｈｖ）と疲労強度との関係を示すグラフであ
る。
【図３】は、得られる鋼板における硬質相の平均自由工
程と疲労強度との関係を示すグラフである。
程と疲労強度との関係を示すグラフである。
フロントページの続き (72)発明者 横幕 俊典 兵庫県神戸市西区高塚台１丁目５番５号 株式会社神戸製鋼所神戸総合技術研究所内
Claims (8)
- 【請求項１】重量％で、 Ｃ 0.０３〜0.１５％、 Ｓｉ 0.３〜1.５％、 Ｍｎ 0.１〜2.０％、 Ｐ 0.１％以下、 Ａｌ 0.００５〜0.１％、 Ｓ 0.００５％以下 を含有し、残部鉄及び不可避的不純物よりなり、フェラ
イト相中に硬質のベイナイト相とマルテンサイト相を含
有し、フェライトの結晶粒径が４〜１５μｍ、フェライ
トのビッカース硬さ（Ｈｖ）が１４０〜１８０、ベイナ
イトの結晶粒径が６μｍ以下、ベイナイトのビッカース
硬さ（Ｈｖ）が２５０〜４００、マルテンサイトの結晶
粒径が６μｍ以下、マルテンサイトのビッカース硬さ
（Ｈｖ）が４００〜７００である３相複合組織からな
り、更に、硬質相全体の体積率が５〜４０％であり、硬
質相全体の平均自由行程が２０μｍ以下である疲労特性
にすぐれる複合組織鋼板。 - 【請求項２】重量％で、 Ｃ 0.０３〜0.１５％、 Ｓｉ 0.３〜1.５％、 Ｍｎ 0.１〜2.０％、 Ｐ 0.１％以下、 Ａｌ 0.００５〜0.１％、 Ｓ 0.００５％以下、 Ｃａ 0.０１％以下 を含有し、残部鉄及び不可避的不純物よりなり、フェラ
イト相中に硬質のベイナイト相とマルテンサイト相を含
有し、フェライトの結晶粒径が４〜１５μｍ、フェライ
トのビッカース硬さ（Ｈｖ）が１４０〜１８０、ベイナ
イトの結晶粒径が６μｍ以下、ベイナイトのビッカース
硬さ（Ｈｖ）が２５０〜４００、マルテンサイトの結晶
粒径が６μｍ以下、マルテンサイトのビッカース硬さ
（Ｈｖ）が４００〜７００である３相複合組織からな
り、更に、硬質相全体の体積率が５〜４０％であり、硬
質相全体の平均自由行程が２０μｍ以下である疲労特性
にすぐれる複合組織鋼板。 - 【請求項３】重量％で、 (a) Ｃ 0.０３〜0.１５％、 Ｓｉ 0.３〜1.５％、 Ｍｎ 0.１〜2.０％、 Ｐ 0.１％以下、 Ａｌ 0.００５〜0.１％、 Ｓ 0.００５％以下 を含有し、更に、 (b) Ｃｕ 0.１〜２％、 Ｎｉ 0.１〜２％、 Ｃｒ 0.０５〜２％、 Ｍｏ 0.０５〜１％、 Ｖ 0.０１〜0.５％、 Ｔｉ 0.０１〜0.３％、 Ｎｂ 0.０１〜0.２％、 Ｂ 0.０００５〜0.０１％ よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有
し、残部鉄及び不可避的不純物よりなり、フェライト相
中に硬質のベイナイト相とマルテンサイト相を含有し、
フェライトの結晶粒径が４〜１５μｍ、フェライトのビ
ッカース硬さ（Ｈｖ）が１４０〜１８０、ベイナイトの
結晶粒径が６μｍ以下、ベイナイトのビッカース硬さ
（Ｈｖ）が２５０〜４００、マルテンサイトの結晶粒径
が６μｍ以下、マルテンサイトのビッカース硬さ（Ｈ
ｖ）が４００〜７００である３相複合組織からなり、更
に、硬質相全体の体積率が５〜４０％であり、硬質相全
体の平均自由行程が２０μｍ以下である疲労特性にすぐ
れる複合組織鋼板。 - 【請求項４】重量％で、 (a) Ｃ 0.０３〜0.１５％、 Ｓｉ 0.３〜1.５％、 Ｍｎ 0.１〜2.０％、 Ｐ 0.１％以下、 Ａｌ 0.００５〜0.１％、 Ｓ 0.００５％以下、 Ｃａ 0.０１％以下 を含有し、更に、 (b) Ｃｕ 0.１〜２％、 Ｎｉ 0.１〜２％、 Ｃｒ 0.０５〜２％、 Ｍｏ 0.０５〜１％、 Ｖ 0.０１〜0.５％、 Ｔｉ 0.０１〜0.３％、 Ｎｂ 0.０１〜0.２％、 Ｂ 0.０００５〜0.０１％ よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有
し、残部鉄及び不可避的不純物よりなり、フェライト相
中に硬質のベイナイト相とマルテンサイト相を含有し、
フェライトの結晶粒径が４〜１５μｍ、フェライトのビ
ッカース硬さ（Ｈｖ）が１４０〜１８０、ベイナイトの
結晶粒径が６μｍ以下、ベイナイトのビッカース硬さ
（Ｈｖ）が２５０〜４００、マルテンサイトの結晶粒径
が６μｍ以下、マルテンサイトのビッカース硬さ（Ｈ
ｖ）が４００〜７００である３相複合組織からなり、更
に、硬質相全体の体積率が５〜４０％であり、硬質相全
体の平均自由行程が２０μｍ以下である疲労特性にすぐ
れる複合組織鋼板。 - 【請求項５】重量％で、 Ｃ 0.０３〜0.１５％、 Ｓｉ 0.３〜1.５％、 Ｍｎ 0.１〜2.０％、 Ｐ 0.１％以下、 Ａｌ 0.００５〜0.１％、 Ｓ 0.００５％以下 を含有し、残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼を熱間
圧延する際に、９５０〜８００℃の範囲の温度で仕上圧
延し、次いで、圧延の後、５秒以内に冷却速度１５℃／
秒以上で冷却を開始し、冷却する１次冷却を行ない、続
いて、７５０〜６００℃の温度域において冷却速度１５
℃／秒未満にて３〜１５秒間徐冷する２次冷却を行な
い、続いて、冷却速度１５℃／秒以上にて冷却する３次
冷却を行なった後、５００℃以下の温度で巻取って、フ
ェライト相中に硬質のベイナイト相とマルテンサイト相
を含有し、フェライトの結晶粒径が４〜１５μｍ、フェ
ライトのビッカース硬さ（Ｈｖ）が１４０〜１８０、ベ
イナイトの結晶粒径が６μｍ以下、ベイナイトのビッカ
ース硬さ（Ｈｖ）が２５０〜４００、マルテンサイトの
結晶粒径が６μｍ以下、マルテンサイトのビッカース硬
さ（Ｈｖ）が４００〜７００である３相複合組織からな
り、更に、硬質相全体の体積率が５〜４０％であり、硬
質相全体の平均自由行程が２０μｍ以下である疲労特性
にすぐれる複合組織鋼板の製造方法。 - 【請求項６】重量％で、 Ｃ 0.０３〜0.１５％、 Ｓｉ 0.３〜1.５％、 Ｍｎ 0.１〜2.０％、 Ｐ 0.１％以下、 Ａｌ 0.００５〜0.１％、 Ｓ 0.００５％以下、 Ｃａ 0.０１％以下 を含有し、残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼を熱間
圧延する際に、９５０〜８００℃の範囲の温度で仕上圧
延し、次いで、圧延の後、５秒以内に冷却速度１５℃／
秒以上で冷却を開始し、冷却する１次冷却を行ない、続
いて、７５０〜６００℃の温度域において冷却速度１５
℃／秒未満にて３〜１５秒間徐冷する２次冷却を行な
い、続いて、冷却速度１５℃／秒以上にて冷却する３次
冷却を行なった後、５００℃以下の温度で巻取って、フ
ェライト相中に硬質のベイナイト相とマルテンサイト相
を含有し、フェライトの結晶粒径が４〜１５μｍ、フェ
ライトのビッカース硬さ（Ｈｖ）が１４０〜１８０、ベ
イナイトの結晶粒径が６μｍ以下、ベイナイトのビッカ
ース硬さ（Ｈｖ）が２５０〜４００、マルテンサイトの
結晶粒径が６μｍ以下、マルテンサイトのビッカース硬
さ（Ｈｖ）が４００〜７００である３相複合組織からな
り、更に、硬質相全体の体積率が５〜４０％であり、硬
質相全体の平均自由行程が２０μｍ以下である疲労特性
にすぐれる複合組織鋼板の製造方法。 - 【請求項７】重量％で、 (a) Ｃ 0.０３〜0.１５％、 Ｓｉ 0.３〜1.５％、 Ｍｎ 0.１〜2.０％、 Ｐ 0.１％以下、 Ａｌ 0.００５〜0.１％、 Ｓ 0.００５％以下 を含有し、更に、 (b) Ｃｕ 0.１〜２％、 Ｎｉ 0.１〜２％、 Ｃｒ 0.０５〜２％、 Ｍｏ 0.０５〜１％、 Ｖ 0.０１〜0.５％、 Ｔｉ 0.０１〜0.３％、 Ｎｂ 0.０１〜0.２％、 Ｂ 0.０００５〜0.０１％ よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有
し、残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼を熱間圧延す
る際に、９５０〜８００℃の範囲の温度で仕上圧延し、
次いで、圧延の後、５秒以内に冷却速度１５℃／秒以上
で冷却を開始し、冷却する１次冷却を行ない、続いて、
７５０〜６００℃の温度域において冷却速度１５℃／秒
未満にて３〜１５秒間徐冷する２次冷却を行ない、続い
て、冷却速度１５℃／秒以上にて冷却する３次冷却を行
なった後、５００℃以下の温度で巻取って、フェライト
相中に硬質のベイナイト相とマルテンサイト相を含有
し、フェライトの結晶粒径が４〜１５μｍ、フェライト
のビッカース硬さ（Ｈｖ）が１４０〜１８０、ベイナイ
トの結晶粒径が６μｍ以下、ベイナイトのビッカース硬
さ（Ｈｖ）が２５０〜４００、マルテンサイトの結晶粒
径が６μｍ以下、マルテンサイトのビッカース硬さ（Ｈ
ｖ）が４００〜７００である３相複合組織からなり、更
に、硬質相全体の体積率が５〜４０％であり、硬質相全
体の平均自由行程が２０μｍ以下である疲労特性にすぐ
れる複合組織鋼板の製造方法。 - 【請求項８】重量％で、 (a) Ｃ 0.０３〜0.１５％、 Ｓｉ 0.３〜1.５％、 Ｍｎ 0.１〜2.０％、 Ｐ 0.１％以下、 Ａｌ 0.００５〜0.１％、 Ｓ 0.００５％以下、 Ｃａ 0.０１％以下 を含有し、更に、 (b) Ｃｕ 0.１〜２％、 Ｎｉ 0.１〜２％、 Ｃｒ 0.０５〜２％、 Ｍｏ 0.０５〜１％、 Ｖ 0.０１〜0.５％、 Ｔｉ 0.０１〜0.３％、 Ｎｂ 0.０１〜0.２％、 Ｂ 0.０００５〜0.０１％ よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有
し、残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼を熱間圧延す
る際に、９５０〜８００℃の範囲の温度で仕上圧延し、
次いで、圧延の後、５秒以内に冷却速度１５℃／秒以上
で冷却を開始し、冷却する１次冷却を行ない、続いて、
７５０〜６００℃の温度域において冷却速度１５℃／秒
未満にて３〜１５秒間徐冷する２次冷却を行ない、続い
て、冷却速度１５℃／秒以上にて冷却する３次冷却を行
なった後、５００℃以下の温度で巻取って、フェライト
相中に硬質のベイナイト相とマルテンサイト相を含有
し、フェライトの結晶粒径が４〜１５μｍ、フェライト
のビッカース硬さ（Ｈｖ）が１４０〜１８０、ベイナイ
トの結晶粒径が６μｍ以下、ベイナイトのビッカース硬
さ（Ｈｖ）が２５０〜４００、マルテンサイトの結晶粒
径が６μｍ以下、マルテンサイトのビッカース硬さ（Ｈ
ｖ）が４００〜７００である３相複合組織からなり、更
に、硬質相全体の体積率が５〜４０％であり、硬質相全
体の平均自由行程が２０μｍ以下である疲労特性にすぐ
れる複合組織鋼板の製造方法。
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