JPH10237551A - 疲労特性及び伸びフランジ性に優れる熱延鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】疲労強度が高く加工性が良好な熱延鋼板を、形
状を損なうことなくかつ板厚の薄い鋼板まで安定して製
造する方法を提供する。 【解決手段】重量％で、 C≦0.2%,Mn:0.1 〜2%,S:0.001
〜0.01% とを含有し、かつフェライト単相もしくはフェ
ライト地にパーライト及びベイナイトの一方または双方
が分散した組織を有し、鋼板表面から板厚5%超え且つ板
厚20% 未満の範囲にある表層部の平均粒径が板厚内部の
平均粒径に比べて微細である鋼板を製造する方法におい
て、鋼を1150℃に加熱後、もしくは直送圧延にて粗圧延
を行い、粗バーの表層部のみをAr₃ 変態点以下に一旦冷
却後、再加熱によりAc₃ 変態点以上に復熱させ、Ar₃ 変
態点以上で仕上げ圧延を行い、かつ再加熱開始から仕上
げ圧延終了までの時間の指標 t_ctを満足し、仕上げ圧延
された熱延鋼板を650 ℃以下で巻取る。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、特に自動車の外板
や足廻り部品そしてホイールなどに適する、疲労特性及
び伸びフランジ性に優れる熱延鋼板の製造方法に関す
る。

【０００２】

【従来の技術】近年、自動車の衝突安全性能の向上が盛
んに叫ばれるようになり、補強部材の使用量が増大して
いるが、これは直ちに車体の重量増加につながるため、
薄肉化による軽量化を目的とした鋼板の高強度化へのニ
ーズはますます強くなっている。引張強度に次いで重要
であるのは疲労強度であり、一般に引張強度を高めるこ
とで向上させることができる。しかし、引張強度の上昇
は一般に加工性の劣化を招くため単なる引張強度の上昇
ではなく、疲労耐久比（疲労強度／引張強度）を高める
ことが望まれている。

【０００３】高強度熱延鋼板の延性を向上させるものと
して、例えば特開昭５８−１２３８２３号公報に鋼板全
体を細粒化することにより延性を向上させる方法が開示
されている（以下、従来技術１と称する）。

【０００４】また一般に、疲労亀裂は鋼表面より発生す
るので、表層部を細粒として硬質化することで疲労強度
を高めかつ疲労耐久比を向上させる技術が検討されてい
る。例えば特開昭６３−２８２２４０号公報に表層部の
み細粒として疲労強度を向上させ、中心部はフェライト
地にマルテンサイトまたは残留オーステナイトを分散さ
せた組織とすることで加工性を高めた鋼板が開示されて
いる（以下、従来技術２と称する）。また同様に、表層
部０．３ｍｍ以上を細粒として延性と強度を向上させた
鋼板が特開昭５９−１７０２３８号公報に開示されてい
る（以下、従来技術３と称する）。

【０００５】

【発明が解決しようとする課題】しかしながら、従来技
術１では、引張強度も同時に上昇するため、疲労耐久比
は向上しない。さらに、細粒化による降伏強度上昇によ
り、成形後の寸法精度が劣化するという問題が生じる。

【０００６】また、従来技術２では、この鋼板製造のた
めには、明細書中の記述や実施例からも明らかなよう
に、実質的に圧延終了後の冷却速度を５０℃／ｓ以上と
非常に大きくする必要があるため、急冷による著しいひ
ずみが発生し形状が平坦に保てず製造上問題があると同
時に、さらに板厚が薄いものでは全厚が微細化しやすく
引張強度も上昇しやすいという問題がある。また、自動
車用ホイール等では伸びフランジ性が特に重要な問題と
なるが、フェライト地にマルテンサイトまたは残留オー
ステナイトを含む組織では良好な伸びフランジ性を得る
ことはできない。

【０００７】従来技術３においては、鋼板の板厚の減少
に伴い片面０．３ｍｍ以上と規定されている細粒層の引
張強度への影響が増大するので、板厚によって疲労耐久
比が変化し、特に薄物では十分な値を得ることができな
い。さらに、この鋼板を製造するためには、板厚方向に
温度差をつけ表層部を冷却した状態で熱間圧延を行う必
要が述べられているが、この方法では表層部に引張応力
が生じ介在物等を起点として圧延中に表面欠陥が発生し
やすく、また板厚方向の不均一変形により鋼板が反りや
すいという問題がある。

【０００８】このように、表層部のみを微細粒とするこ
とにより疲労耐久比を向上させる技術は過去にも検討さ
れてきたが、特に形状や表面性状を損なうことなく薄鋼
板を安定製造するには問題点が多く、また自動車用部品
等への適用を考える上で重要な伸びフランジ性について
は考慮されていなかった。

【０００９】本発明の目的は、このような状況を鑑み、
表層部のみの結晶粒微細化により疲労特性を向上させる
ことによって、疲労強度が高く加工性が良好な熱延鋼板
を、形状を損なうことなくかつ板厚の薄い鋼板まで安定
して製造する方法を提供することにある。

【００１０】

【課題を解決するための手段】前記課題を解決し目的を
達成するために、本発明は以下に示す手段を用いてい
る。 （１）本発明の鋼板の製造方法は、重量％で、Ｃ：０．
２％以下と、Ｍｎ：０．１〜２％と、Ｓ：０．００１〜
０．０１％とを含有し、かつフェライト単相もしくはフ
ェライト地にパーライト及びベイナイトの一方または双
方が分散した組織を有し、鋼板表面から板厚５％超え且
つ板厚２０％未満の範囲にある表層部の平均粒径が板厚
内部の平均粒径に比べて微細である鋼板を製造する方法
において、鋼を１１５０℃以上に加熱後、もしくは直送
圧延にて粗圧延を行う工程と、粗圧延された粗バーの表
層部のみをＡｒ₃ 変態点以下に一旦冷却後、再加熱によ
りＡｃ₃ 変態点以上に復熱させ、Ａｒ₃ 変態点以上で仕
上げ圧延を行う工程と、仕上げ圧延された熱延鋼板を６
５０℃以下で巻取る工程と、を備え、かつ下記（１）式
を満足することを特徴とする、疲労特性及び伸びフラン
ジ性に優れる熱延鋼板の製造方法である。 ｔ_ct≦２５｛−４／log （Ｍｎ％×Ｓ％）＋３（Ｔ_Rf−Ｔ_c ）／Ｔ_h ｝…（１ ） 但し、ｔ_ct：粗圧延された粗バーの表層部のみの冷却が
終了した時点から、再加熱を経て仕上げ圧延を終了する
までの時間、Ｔ_Rf：粗圧延終了時の粗バー表面温度、Ｔ
_c ：粗バー冷却後の表面温度、Ｔ_h ：粗バー再加熱後の
表面温度とする。

【００１１】

【発明の実施の形態】本発明者は、表層部のみの結晶粒
微細化により疲労特性を向上させることによって、疲労
強度が高く加工性が良好な熱延鋼板を、形状を損なうこ
となくかつ板厚の薄い鋼板まで安定して製造する方法を
得るために、表層部のみを微細粒とするための方法に関
して鋭意研究を重ねた。その結果、粗圧延後の粗バー段
階で放冷もしくはスプレーやミストスプレー等により鋼
板表層部のみを一度Ａｒ₃ 変態点以下まで冷却し、さら
にＡｃ₃ 変態点以上の温度に誘導加熱や直接通電もしく
はバーナー等の外部熱源により再加熱することで表層部
のみを逆変態させた後に仕上げ圧延を行う方法を発明し
た。

【００１２】本発明の化学成分を有する鋼では、粗圧延
中にＭｎＳが析出を開始するが、粗圧延後粗バーの表層
部を冷却してフェライト変態させることにより、表層部
における元素の拡散速度が増大し、ＭｎＳの析出が促進
される。また。ここで析出するＭｎＳは、仕上げ圧延中
に板厚中央部に析出するものに比べ、より低温側で析出
するため微細であることが大きな特徴である。その後、
再加熱してオーステナイトへ逆変態させることで、表層
部のみの変態による結晶粒微細化と微細ＭｎＳによる粒
成長抑制効果により、粗バー表層部は微細粒組織とな
る。その後、Ａｒ₃ 変態点以上で仕上げ圧延後巻き取る
が、これらの工程を通じて鋼板表層部に導入された微細
ＭｎＳが粒成長を抑制するため、鋼板表層部の結晶粒を
内部よりも微細にすることができる。このように粗バー
段階で表層を冷却することで、従来技術２のように板厚
の薄いもので安定製造が困難であるという製造上の問題
を回避することができると共に、仕上げ圧延前に粗バー
を再加熱して板厚方向の温度差を解消して圧延すること
で、従来技術３のような表面性状や形状問題も回避する
ことが可能となる。

【００１３】また、熱間圧延過程の途中に冷却および復
熱過程の熱処理を利用する技術として、直送圧延におい
て粗圧延前に連続鋳造スラブの表面温度をＡ₁ 点以下の
温度に冷却後復熱させ微細γ粒を得ることでγ粒界に析
出するＭｎＳの濃度を低減させ、かつ復熱過程を通して
微細に析出していたＭｎＳを粗大化させることで、鋼の
高温延性を回復させ圧延時の割れを防止する技術が特開
平４−２５３５０１号公報に開示されている。しかしな
がら、この技術では、変態を利用して初期のγ粒を微細
化するため、粗圧延前半においては加工と再結晶を繰り
返した後でも、表層は内部に比べて微細粒となるが、表
層に析出したＭｎＳを意図的に粗大化させるため、内部
に比べ表層の方が粒成長性がよく、仕上げ圧延以降では
表層と内部の粒径差はほとんどなくなる。

【００１４】しかし、本発明者は、粗圧延後の粗バー表
層部のみの冷却後の再加熱開始から仕上げ圧延終了まで
の時間を一定範囲内に制御することによって、粗圧延後
に表層部と内部とで粒径に有意差を付け、かつ微細に析
出していたＭｎＳは微細なまま残存させられるので、こ
のような問題点をも解消することができることを見出し
た。以上の知見に基づき、本発明者は、化学成分を調整
した鋼を、粗圧延後の粗バー段階で鋼板表層部のみを一
度Ａｒ₃ 変態点以下まで冷却し、さらにＡｃ₃ 変態点以
上の温度に再加熱することで表層部のみを逆変態させた
後に仕上げ圧延を行う方法において、表層部のみの冷却
後、再加熱開始から仕上げ圧延終了までの時間を一定範
囲内に制御するようにして、冷却後に析出した微細Ｍｎ
Ｓを残存させその粒成長抑制効果により、鋼板表層部の
みの結晶粒を微細化し、かつ特定の金属組織を有する本
発明の熱延鋼板の製造方法を見出し、本発明を完成させ
た。すなわち、本発明は、鋼組成、金属組織及び製造条
件を特定することにより、表層部のみの結晶粒微細化に
より疲労特性を向上させることによって、疲労強度が高
く加工性が良好な熱延鋼板を、形状を損なうことなくか
つ板厚の薄い鋼板まで安定して製造する方法を得ること
ができる。

【００１５】以下に本発明の成分添加理由、成分限定理
由、金属組織の限定理由及び製造条件の限定理由につい
て説明する。 （１）成分組成範囲 Ｃ：０．２％以下 Ｃは鋼の強度を変化させるのに最も一般的な元素である
が、過剰な添加は加工性および溶接性が劣化することか
らその上限は０．２％である。

【００１６】Ｓ：０．００１〜０．０１％ Ｓは本発明において、微細ＭｎＳとして表層部の結晶粒
微細化に欠かせない元素であり、微細ＭｎＳとして結晶
粒を微細化させるためには０．００１％以上が必要であ
る。ただし、過剰な添加は粗大なＭｎＳの増加につなが
り、伸びフランジ性を劣化させることからその上限は
０．０１％である。

【００１７】Ｍｎ：０．１〜２％ ＭｎはＳと同様に、微細ＭｎＳとして表層部の結晶粒微
細化に欠かせない元素である。Ｓの粒界偏析による熱間
延性の劣化を防止するためには、少なくともＳと原子濃
度比で同濃度が必要であり、かつ微細ＭｎＳとして結晶
粒を微細化させる為には０．１％以上は必要である。た
だし、過剰な添加はスラブ割れ感受性の増大および加工
性、溶接性の劣化を生じることからその上限は２％であ
る。

【００１８】また、本発明では上記した成分に対して、
さらに下記の成分範囲のＳｉ、Ｐ、ｓｏｌ．Ａｌ、Ｎを
含むことができる。 Ｓｉ：１％以下 Ｓｉは強化元素また脱酸元素として有効であるが、過剰
な添加はスラブ割れ感受性の増大を招くことからその上
限は１％である。

【００１９】Ｐ：０．０５％以下 Ｐは強化元素として有効であるが、過剰に添加すると粒
界に偏析して脆化を生じることからその上限は０．０５
％である。

【００２０】ｓｏｌ．Ａｌ：０．１％以下 ｓｏｌ．Ａｌの過剰な添加は、ＡｌＮの析出量を増大さ
せ加工性の劣化を招くことから、その上限は０．１％で
ある。

【００２１】Ｎ：０．０１％以下 Ｎはｓｏｌ．Ａｌと同様に、過剰な添加は加工性を劣化
させることからその上限は０．０１％である。

【００２２】また、耐食性を向上させるためにＮｉを添
加してもよいが過剰な添加はコスト高となるので、その
添加量は１％以下が望ましい。 （２）金属組織 組織：フェライト単相もしくはフェライト地にパーライ
トおよびベイナイトの一方または双方が分散する組織。

【００２３】フェライト地にマルテンサイトあるいは残
留オーステナイトを含む組織では、伸びフランジ性が著
しく劣化するので、フェライト単相もしくはフェライト
地にパーライトおよびベイナイトの一方または双方が分
散する組織である。

【００２４】なお、フェライト地にパーライトおよびベ
イナイトの一方または双方を分散する場合、パーライト
の上限は本発明の効果を阻害しない範囲の３０％とする
のが好ましい。

【００２５】表層部細粒層厚さｈ：鋼板表面から板厚５
％超え且つ板厚２０％未満 内部と比較して微細粒である表層部ｈが板厚ｔに対して
薄すぎると本発明の効果はあまり期待できなくなるが、
逆に厚すぎると表層部細粒層の引張強度への影響が増大
し疲労耐久比の向上には至らないので、ｈの範囲は鋼板
表面から板厚５％超え且つ板厚２０％未満の範囲であ
る。

【００２６】なお、疲労特性の向上のため、鋼板表層部
の粒径は板厚内部の平均粒径の７０％以下であることが
好ましい。上記の成分組成範囲及び金属組織に調整する
ことにより、疲労強度が高く加工性が良好な熱延鋼板
を、形状を損なうことなくかつ板厚の薄い鋼板まで安定
して製造することが可能となる。

【００２７】このような特性の鋼板は以下の製造方法に
より製造することができる。 （３）鋼板製造工程 （製造方法）上記（１）の成分組成範囲に調整した鋼ス
ラブを１１５０℃以上に加熱後、もしくは直送圧延にて
粗圧延を行い、粗圧延された粗バーの表層部（鋼板表面
から板厚５％超え且つ板厚２０％未満）のみをＡｒ₃ 変
態点以下に一旦冷却後、再加熱によりＡｃ₃ 変態点以上
に復熱させ、Ａｒ₃ 変態点以上で仕上げ圧延を行い、６
５０℃以下で巻取る。ここで、粗圧延された粗バーの表
層部のみの冷却が終了した時点から、再加熱を経て仕上
げ圧延を終了するまでの時間ｔ_ctは、下記（１）式を満
足する。

【００２８】 ｔ_ct≦２５｛−４／log （Ｍｎ％×Ｓ％）＋３（Ｔ_Rf−Ｔ_c ）／Ｔ_h ｝…（１ ） 但し、ｔ_ct：粗圧延された粗バーの表層部のみの冷却が
終了した時点から、再加熱を経て仕上げ圧延を終了する
までの時間、Ｔ_Rf：粗圧延終了時の粗バー表面温度、Ｔ
_c ：粗バー冷却後の表面温度、Ｔ_h ：粗バー再加熱後の
表面温度とする。

【００２９】ａ．スラブ加熱温度 鋼スラブを１１５０℃以上に加熱後、粗圧延を行い粗バ
ーとする。粗バー冷却中に微細なＭｎＳを析出させるた
めに、粗圧延前に鋼中に十分固溶させておく必要がある
ため、スラブ加熱温度は１１５０℃以上とする必要があ
る。なお、エネルギーコストの観点から実質的には１３
００℃を上限とするのが好ましい。また、粗圧延終了温
度の下限、すなわち、粗圧延終了時の粗バー表面温度Ｔ
_Rfの下限については、Ａｒ₃ ＋２００℃とするのが好ま
しい。これは、粗圧延終了時の粗バー表面温度がＡｒ₃
＋２００℃未満であると、表層部の冷却時にＡｒ₃変態
点を下回る表層部の厚さが厚くなりすぎてしまうからで
ある。

【００３０】ｂ．粗圧延後の冷却条件 粗圧延された粗バーの表層部ｈ（鋼板表面から板厚５％
超え且つ板厚２０％未満）のみをＡｒ₃ 変態点以下に一
旦冷却する。

【００３１】本発明においては、表層部のみに微細なＭ
ｎＳを析出させる必要があるため、表層部のみをオース
テナイトからフェライトへ変態させフェライト、オース
テナイト中のＭｎとＳの拡散速度の差を利用する。その
ためには粗圧延後、表層部のみをＡｒ₃ 変態点以下まで
冷却する必要があるが、冷却速度やＡｒ₃ 変態点以下で
の温度Ｔ_c は特に規定するものではない。ただし、変態
における組織微細化の観点から、冷却速度は任意の厚さ
を有する表層部のみの冷却を制御できる範囲内では大き
いほど好ましい。また、あまり温度Ｔ_c が低すぎると、
ＭｎとＳの拡散が困難となり微細ＭｎＳが析出せず粒成
長抑制効果が効かなくなることが考えられる。従って、
温度Ｔ_c の下限は、本発明の効果を阻害しない範囲の５
００℃とするのが好ましい。

【００３２】ｃ．粗圧延後の再加熱条件 Ａｒ₃ 変態点以下に一旦冷却された粗バーの表層部を、
再加熱によりＡｃ₃ 変態点以上に復熱させる。

【００３３】本発明においては、粗圧延後一旦表層部の
みをＡｒ₃ 変態点以下まで冷却して微細ＭｎＳを析出さ
せるが、その後α域圧延を行うと結晶粒微細化効果を得
られないので、Ａｃ₃ 変態点以上に加熱してγ域で仕上
げ圧延を行う必要がある。

【００３４】ただし、粗圧延後の表層部のみの冷却が終
了した時点から、再加熱を経て仕上げ圧延を終了するま
での時間ｔ_ct(s) が、（１）式で規定される範囲内にす
る必要がある。

【００３５】 ｔ_ct≦２５｛−４／log （Ｍｎ％×Ｓ％）＋３（Ｔ_Rf−Ｔ_c ）／Ｔ_h ｝…（１ ） ここで、Ｔ_Rf、Ｔ_c 、Ｔ_h はそれぞれ、粗圧延終了時の
粗バー表面温度、粗バー冷却後の表面温度、粗バー再加
熱後の表面温度である。

【００３６】これは、冷却後に粗バー表層部に析出した
微細ＭｎＳを残存させその粒成長性抑制効果を得るため
であり、以下に示す本発明の実験より明らかとなった。
図１に粗圧延後の表層部のみの冷却後、再加熱を経て仕
上げ圧延を終了するまでの時間ｔ_ctの疲労特性向上に及
ぼす影響を示す。図１から明らかなように、ｔ_ctが
（１）式の上限を越えると疲労特性が向上していない。
これは、ｔ_ctが（１）式の上限を越えると、粗バー表面
の冷却後に析出した微細ＭｎＳが再溶解あるいはオスト
ワルド成長して粒成長抑制効果が失われたためである。
このように、本発明の製造条件にて表層微細粒を得るた
めには、再加熱を開始してから仕上げ圧延を終了するま
での時間ｔ_ctを本発明の範囲内に制御する必要がある。
ここで、再加熱温度Ｔ_h は少なくとも１１００℃以下で
できるだけ低く、かつ再加熱速度は、逆変態による結晶
粒微細化効果を十分に得るために１０℃／ｓ以上が望ま
しい。また、本発明の製造方法では、再加熱により鋼板
表層部と内部の温度差を解消するので、鋼板の反りも防
止することができる。

【００３７】なお、Ａｒ₃ 以下の温度に保持されている
時間は、各元素の拡散時間として必要であることから、
上記の時間ｔ_ctの下限を５秒とすることが好ましい。 ｄ．仕上温度 再加熱した粗バーをＡｒ₃ 変態点以上で仕上げ圧延を行
う。

【００３８】上述したように、表層部のα域圧延を避け
て微細結晶粒を保持するために、仕上温度はＡｒ₃ 変態
点以上が必要である。なお、仕上温度が高くなりすぎる
と、鋼内部の粒成長により表層部の微細粒が内部の粒に
とり込まれるため、実質的には上限を１０００℃とする
のが好ましい。

【００３９】ｅ．巻取温度 仕上げ圧延を行った鋼板を６５０℃以下で巻取る。巻取
温度が６５０℃を越えると本発明の効果を得ることが出
来ない。これは、巻取温度が６５０℃を越えると、巻取
後の冷却中に、表層に存在する微細なＭｎＳを核として
ＡｌＮが析出し、表層の析出物が粗大化することで粒成
長抑制効果が失われるためである。したがって、その上
限は６５０℃である。

【００４０】なお、巻取温度が低くなりすぎると、材料
が硬質化し伸びフランジ性を損ねるため、下限を４００
℃とするのが好ましい。本発明の対象は通常の熱延鋼板
以外に、酸洗熱延鋼板や熱延鋼板に亜鉛めっきや錫めっ
きなどを施した表面処理鋼板を含む。

【００４１】また、鋼の溶製は転炉、電気炉のいずれで
も良い。鋳造は直送圧延以外については普通造塊、連続
鋳造のいずれでも良い。以下に本発明の実施例を挙げ、
本発明の効果を立証する。

【００４２】

【実施例】表１に示す化学成分を有する鋼（本発明鋼：
Ｎｏ．１〜１２、比較鋼：Ｎｏ．１３、１４）を実験室
真空溶解炉にて溶製後、直送あるいは再加熱により表
２、３に示す製造条件（表２：本発明例、表３：比較
例）にて熱延鋼板を製造した。得られた鋼板の機械的特
性を表４、５に示す（表４：本発明例、表５：比較
例）。疲労特性の評価は、両振り平面曲げ疲れ限度試験
により疲れ限度を求め、それを疲労強度として疲労耐久
比（疲労強度／引張強度）を算出することにより行っ
た。伸びフランジ性については穴広げ試験を行い、穴広
がり率（λ値）で評価した。熱処理後のそれぞれの試料
は、光学顕微鏡観察により表層細粒層の厚さを測定し
た。

【００４３】表２には、表１に示した本発明鋼Ｎｏ．１
〜１２の鋼種について適用した本発明範囲内の製造方法
（本発明例：Ｎｏ．１〜１２）を、表３には、比較例と
して表１に示した鋼種例の中からランダムに選択した鋼
種について適用した本発明範囲外の製造方法（比較例Ｎ
ｏ．１３，１４，３′，８′，１２′，２′，４′，
５′，９′，１''〜１２''）とを合わせて示す。

【００４４】具体的には、比較例Ｎｏ．３′およびＮ
ｏ．８′は本発明鋼Ｎｏ．３およびＮｏ．８の鋼種に粗
バー表層部のみの冷却、再加熱を施さない通常の製造方
法を適用したものである。比較例Ｎｏ．１２′は本発明
鋼Ｎｏ．１２に仕上げ圧延後（フェライト＋オーステナ
イト）二相域に保持後水冷処理を適用して組織を本発明
範囲外の（フェライト＋マルテンサイト）二相組織とし
たものである。比較例Ｎｏ．２′は本発明鋼Ｎｏ．２に
本発明範囲外のスラブ加熱温度１１５０℃未満を適用し
たものである。比較例Ｎｏ．４′は本発明鋼Ｎｏ．４に
本発明の好ましい範囲から外れる粗バー冷却後の表面温
度５００℃未満を適用したものである。比較例Ｎｏ．
５′は本発明鋼Ｎｏ．５に本発明範囲外の仕上温度Ａｒ
₃ 変態点未満を適用したものである。比較例Ｎｏ．７′
は本発明鋼Ｎｏ．７に本発明の好ましい範囲から外れる
粗圧延終了時の粗バー表面温度Ａｒ₃ ＋２００℃未満を
適用して、粗バーの表層部の冷却厚さを増大させること
で表層微細粒領域厚さを増大させたものである。比較例
Ｎｏ．９′は本発明鋼Ｎｏ．９に本発明範囲外の巻取温
度６５０℃超えを適用したものである。比較例Ｎｏ．
１''〜１２''は、本発明鋼Ｎｏ．１〜１２に本発明範囲
外の再加熱開始から仕上げ圧延終了までの時間ｔ_ctを適
用したものである。

【００４５】表４において、本発明例であるＮｏ．１〜
１２は表層部のみを微細粒としたもので、表５に示す比
較例Ｎｏ．３′およびＮｏ．８′に比較して疲労特性は
向上しており、種々の強度レベル及び板厚の薄いものに
ついても本発明方法の効果が顕著に認められる。また、
伸びフランジ性についても、比較例Ｎｏ．１２′の（フ
ェライト＋マルテンサイト）二相組織のものと比較して
良好であった。つまり本発明方法を利用すると、疲労特
性および伸びフランジ性に優れた、板厚の薄い種々の強
度の熱延鋼板を安定して製造することが可能である。ま
た、直送圧延においても、本発明の効果は種々の強度レ
ベルの鋼について有効であり、スラブ加熱を行う場合と
比較して疲労特性に何等劣るところは見受けられなかっ
た。しかし、比較例Ｎｏ．１３およびＮｏ．１４は、そ
れぞれＳおよびＭｎが本発明範囲外であるため、本発明
方法を適用しても表層部のみを微細粒とできず疲労特性
は向上しなかった。

【００４６】スラブ加熱温度を本発明範囲外の１１５０
℃未満の１０００℃とした比較例Ｎｏ．２′では、疲労
特性の向上は認められなかった。これはスラブ冷却時に
析出した粗大ＭｎＳが基地中に十分に固溶しないので、
粗バー冷却時に微細に再析出する量が少なく粗バー再加
熱後の粒成長抑制効果が得られなかったためである。ま
た、比較例Ｎｏ．４′では、粗バー冷却後の表面温度が
本発明の好ましい範囲外の５００℃未満であるため、疲
労特性の向上は認められなかった。これは、粗バー冷却
時のＭｎとＳの拡散が困難となり、微細ＭｎＳが析出せ
ず、粗バー再加熱後の粒成長抑制効果が得られなかった
ためである。比較例Ｎｏ．５′では、仕上温度が本発明
外のＡｒ₃ 変態点未満であるため、表層部が逆に粗大粒
となった上に、圧延方向に延ばされた展伸粒となってお
り、疲労特性が劣化すると共に伸びフランジ性も低下し
ていた。これは仕上げ圧延時にα域圧延となっていたた
めである。比較例Ｎｏ．７′では板厚ｔに対して表層微
細粒領域が０．２ｔ以上となっており、疲労強度は上昇
するが、表層部細粒層の引張強度への寄与が増大するの
で、疲労耐久比は向上しなかった。また比較例Ｎｏ．
９′では、巻取温度が本発明範囲外の６５０℃超えであ
るため、内部と表層部の粒径差が顕著でなくなり、疲労
特性はほとんど向上しなかった。

【００４７】本発明範囲外の再加熱開始から仕上げ圧延
終了までの時間ｔ_ctを適用した比較例Ｎｏ．１''〜１
２''では、表層部細粒層が得られておらず、疲労特性の
向上には至っていなかった。これは、粗圧延後表層部の
みの冷却過程で微細に析出したＭｎＳがその後の再加
熱、仕上げ圧延の過程で再溶解あるいはオストワルド成
長してしまい、粒成長抑制効果が失われたためである。
なお図１は、表４、５に示された本発明例Ｎｏ．１〜１
２および比較例Ｎｏ．１''〜１２''の各データをプロッ
トしたものである。図１より明らかなように、ｔ_ctが本
発明の範囲を超える比較例Ｎｏ．１''〜１２''は疲労特
性が向上していない。

【００４８】

【表１】

【００４９】

【表２】

【００５０】

【表３】

【００５１】

【表４】

【００５２】

【表５】

【００５３】

【発明の効果】以上詳述したように、本発明を種々の強
度を有する熱延鋼板に適用すれば、鋼組成、金属組織及
び製造条件を特定することにより、形状や表面性状を損
なうことなく伸びフランジ性および疲労特性に優れた熱
延鋼板を製造することができる。したがって、本発明
は、ホイールリムなどの自動車の足廻り部品をはじめと
する様々な状況下において使用される種々の強度を有す
る熱延鋼板について適用することができ、産業上非常に
有用な技術である。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明の実施例に係る粗圧延後の再加熱開始か
ら仕上げ圧延終了までの時間と疲労特性との関係を示す
図。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 木津 太郎 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内 (72)発明者 寺内 琢雅 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内 (72)発明者 山本 雅明 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量％で、Ｃ：０．２％以下と、Ｍｎ：
   ０．１〜２％と、Ｓ：０．００１〜０．０１％とを含有
   し、かつフェライト単相もしくはフェライト地にパーラ
   イト及びベイナイトの一方または双方が分散した組織を
   有し、鋼板表面から板厚５％超え且つ板厚２０％未満の
   範囲にある表層部の平均粒径が板厚内部の平均粒径に比
   べて微細である鋼板を製造する方法において、 鋼を１１５０℃以上に加熱後、もしくは直送圧延にて粗
   圧延を行う工程と、 粗圧延された粗バーの表層部のみをＡｒ₃ 変態点以下に
   一旦冷却後、再加熱によりＡｃ₃ 変態点以上に復熱さ
   せ、Ａｒ₃ 変態点以上で仕上げ圧延を行う工程と、 仕上げ圧延された熱延鋼板を６５０℃以下で巻取る工程
   と、 を備え、かつ下記（１）式を満足することを特徴とす
   る、疲労特性及び伸びフランジ性に優れる熱延鋼板の製
   造方法。 ｔ_ct≦２５｛−４／log （Ｍｎ％×Ｓ％）＋３（Ｔ_Rf−Ｔ_c ）／Ｔ_h ｝…（１ ） 但し、ｔ_ct：粗圧延された粗バーの表層部のみの冷却が
   終了した時点から、再加熱を経て仕上げ圧延を終了する
   までの時間、Ｔ_Rf：粗圧延終了時の粗バー表面温度、Ｔ
   _c ：粗バー冷却後の表面温度、Ｔ_h ：粗バー再加熱後の
   表面温度とする。