JPH11199973A - 疲労特性に優れた複合組織高強度冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
疲労特性に優れた複合組織高強度冷延鋼板およびその製造方法Info
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- JPH11199973A JPH11199973A JP760998A JP760998A JPH11199973A JP H11199973 A JPH11199973 A JP H11199973A JP 760998 A JP760998 A JP 760998A JP 760998 A JP760998 A JP 760998A JP H11199973 A JPH11199973 A JP H11199973A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 疲労特性に優れた複合組織高強度冷延鋼板と
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−
マルテンサイト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以下の固溶状態および／または析出状態である
ことを特徴とする疲労特性に優れた複合組織高強度冷延
鋼板、および上記成分の鋼の熱間圧延を、Ａｒ3 変態点
以上で仕上圧延を行う以外は常法に従って行い、引き続
き常法に従って、酸洗、冷間圧延を行った後、連続焼鈍
するに際し、Ａｃ1 変態点以上、Ａｃ3 変態点以下の二
相域で３０〜１５０秒間保持した後、２０℃／ｓ以上の
冷却速度で４００℃以下の温度域まで冷却することを特
徴とする上記鋼板の製造方法。
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−
マルテンサイト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以下の固溶状態および／または析出状態である
ことを特徴とする疲労特性に優れた複合組織高強度冷延
鋼板、および上記成分の鋼の熱間圧延を、Ａｒ3 変態点
以上で仕上圧延を行う以外は常法に従って行い、引き続
き常法に従って、酸洗、冷間圧延を行った後、連続焼鈍
するに際し、Ａｃ1 変態点以上、Ａｃ3 変態点以下の二
相域で３０〜１５０秒間保持した後、２０℃／ｓ以上の
冷却速度で４００℃以下の温度域まで冷却することを特
徴とする上記鋼板の製造方法。
Description
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、疲労特性に優れた
複合組織高強度冷延鋼板およびその製造方法に関するも
のであり、特に、自動車の構造部材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
複合組織高強度冷延鋼板およびその製造方法に関するも
のである。
複合組織高強度冷延鋼板およびその製造方法に関するも
のであり、特に、自動車の構造部材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
複合組織高強度冷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。ただし、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、その使用は特
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。
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。ただし、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、その使用は特
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。
【０００３】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、走行中の振動等に
より疲労破壊が生じる危険性のある部品への高強度鋼板
の適用には、成形性の検討だけでなく、切り欠き、溶接
部等の応力集中部の応力集中係数を低減する配慮に加え
て、鋼板そのものの疲労耐久性も重要な検討課題とな
る。
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、走行中の振動等に
より疲労破壊が生じる危険性のある部品への高強度鋼板
の適用には、成形性の検討だけでなく、切り欠き、溶接
部等の応力集中部の応力集中係数を低減する配慮に加え
て、鋼板そのものの疲労耐久性も重要な検討課題とな
る。
【０００４】加工性に優れた高強度冷延鋼板としては、
例えば低降伏比で延性の優れた変態組織強化型（複合組
織）高強度冷延鋼板の発明が、特開昭６２−７４０２４
号公報等に開示されている。さらに、この種のフェライ
ト、マルテンサイト、あるいは一部に残留オーステナイ
トを含む複合組織を有する高強度冷延鋼板について、冷
延、焼鈍をする前の熱延板でのミクロ組織を最適化する
ことにより疲労特性を向上させる発明が、特開昭６３−
１０５９３０号公報や特開昭６４−７９３２２号公報で
開示されている。
例えば低降伏比で延性の優れた変態組織強化型（複合組
織）高強度冷延鋼板の発明が、特開昭６２−７４０２４
号公報等に開示されている。さらに、この種のフェライ
ト、マルテンサイト、あるいは一部に残留オーステナイ
トを含む複合組織を有する高強度冷延鋼板について、冷
延、焼鈍をする前の熱延板でのミクロ組織を最適化する
ことにより疲労特性を向上させる発明が、特開昭６３−
１０５９３０号公報や特開昭６４−７９３２２号公報で
開示されている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、走行中
の振動等により疲労破壊が生じる危険性のある自動車部
品の一部の部品においては、伸び、低降伏比等の加工性
と疲労耐久性の両立が大変重要であり、上記従来技術に
おいても、なおその両立が十分ではなく、さらなる特性
改善の要求が高まっている。
の振動等により疲労破壊が生じる危険性のある自動車部
品の一部の部品においては、伸び、低降伏比等の加工性
と疲労耐久性の両立が大変重要であり、上記従来技術に
おいても、なおその両立が十分ではなく、さらなる特性
改善の要求が高まっている。
【０００６】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、疲労特
性に優れた複合組織高強度冷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。
ための鋼板特性とその製造方法を明らかにして、疲労特
性に優れた複合組織高強度冷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。
【０００７】
【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、それに続く酸洗、冷間
圧延、連続焼鈍設備により工業的規模で生産されている
高強度冷延鋼板の製造プロセスを念頭において、高強度
冷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Ｃ
ｕ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、それに続く酸洗、冷間
圧延、連続焼鈍設備により工業的規模で生産されている
高強度冷延鋼板の製造プロセスを念頭において、高強度
冷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Ｃ
ｕ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。
【０００８】以下、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に成分調整して溶製した鋳片を、熱間圧延して常温
で巻取り、さらに、酸洗後、３．０ｍｍから１．２ｍｍ
まで６０％の冷間圧延を行った冷延鋼板を、８００℃で
６０秒保持した後、水冷する焼鈍処理を施した供試材を
準備した。さらに、１００〜６００℃で１時間保持した
後、炉冷する熱処理を施すことで、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。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
ることを新たに見出した。また、熱間圧延条件、冷間圧
延率、焼鈍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２
ｎｍ以下という鋼板を製造できることも新たに見出し
た。
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に成分調整して溶製した鋳片を、熱間圧延して常温
で巻取り、さらに、酸洗後、３．０ｍｍから１．２ｍｍ
まで６０％の冷間圧延を行った冷延鋼板を、８００℃で
６０秒保持した後、水冷する焼鈍処理を施した供試材を
準備した。さらに、１００〜６００℃で１時間保持した
後、炉冷する熱処理を施すことで、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。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
ることを新たに見出した。また、熱間圧延条件、冷間圧
延率、焼鈍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２
ｎｍ以下という鋼板を製造できることも新たに見出し
た。
【０００９】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鋼をベースとして、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て溶製した
鋳片を、熱間圧延して常温で巻取り、さらに、酸洗後、
３．０ｍｍから１．２ｍｍまで６０％の冷間圧延を行っ
た冷延鋼板を、８００℃で６０秒保持した後、水冷する
焼鈍処理を施して、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たに見出した。
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−１．０％Ｓｉ
−１．４％Ｍｎ−０．５％Ｎｉ鋼をベースとして、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て溶製した
鋳片を、熱間圧延して常温で巻取り、さらに、酸洗後、
３．０ｍｍから１．２ｍｍまで６０％の冷間圧延を行っ
た冷延鋼板を、８００℃で６０秒保持した後、水冷する
焼鈍処理を施して、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たに見出した。
【００１０】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１．２ｍｍ、長
さ９０ｍｍ、幅１８ｍｍ、最小断面部の幅が１０ｍｍ、
切り欠きの曲率半径が３０ｍｍである平面曲げ疲労試験
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１．２ｍｍ、長
さ９０ｍｍ、幅１８ｍｍ、最小断面部の幅が１０ｍｍ、
切り欠きの曲率半径が３０ｍｍである平面曲げ疲労試験
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。
【００１１】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。
【００１２】本発明は、上記知見に基づいてなされたも
のであり、その要旨とするところは以下のとおりであ
る。 （１）質量％にて、Ｃ：０．０３〜０．２０％、Ｓｉ：
０．１〜２．０％、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およ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、Ｃｕ単独
で構成される粒子の大きさが２ｎｍ以下の固溶状態およ
び／または析出状態であることを特徴とする疲労特性に
優れた複合組織高強度冷延鋼板。
のであり、その要旨とするところは以下のとおりであ
る。 （１）質量％にて、Ｃ：０．０３〜０．２０％、Ｓｉ：
０．１〜２．０％、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およ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、Ｃｕ単独
で構成される粒子の大きさが２ｎｍ以下の固溶状態およ
び／または析出状態であることを特徴とする疲労特性に
優れた複合組織高強度冷延鋼板。
【００１３】（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前記
（１）記載の疲労特性に優れた複合組織高強度冷延鋼
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１種
または２種を含有することを特徴とする前記（１）また
は（２）記載の疲労特性に優れた複合組織高強度冷延鋼
板。
ｉ：０．１〜１．０％を含有することを特徴とする前記
（１）記載の疲労特性に優れた複合組織高強度冷延鋼
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１種
または２種を含有することを特徴とする前記（１）また
は（２）記載の疲労特性に優れた複合組織高強度冷延鋼
板。
【００１４】（４）前記鋼が、さらに、質量％にて、Ｍ
ｏ：０．０５〜０．２％、Ｖ：０．０２〜０．２％、Ｔ
ｉ：０．０１〜０．２％、Ｎｂ：０．０１〜０．１％、
Ｃｒ：０．０１〜０．３％、Ｚｒ：０．０２〜０．２％
の１種または２種以上を含有することを特徴とする前記
（１）〜（３）のいずれかに記載の疲労特性に優れた複
合組織高強度冷延鋼板。
ｏ：０．０５〜０．２％、Ｖ：０．０２〜０．２％、Ｔ
ｉ：０．０１〜０．２％、Ｎｂ：０．０１〜０．１％、
Ｃｒ：０．０１〜０．３％、Ｚｒ：０．０２〜０．２％
の１種または２種以上を含有することを特徴とする前記
（１）〜（３）のいずれかに記載の疲労特性に優れた複
合組織高強度冷延鋼板。
【００１５】（５）前記（１）〜（４）のいずれかに記
載の成分を有する鋼片の熱間圧延を、Ａｒ3 変態点以上
で仕上圧延を行う以外は常法に従って行い、引き続き常
法に従って、酸洗、冷間圧延を行った後、連続焼鈍する
に際し、Ａｃ1 変態点以上、Ａｃ3 変態点以下の二相域
で３０〜１５０秒間保持した後、２０℃／ｓ以上の冷却
速度で４００℃以下の温度域まで冷却することを特徴と
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複合組織高強度冷延鋼板の
製造方法。
載の成分を有する鋼片の熱間圧延を、Ａｒ3 変態点以上
で仕上圧延を行う以外は常法に従って行い、引き続き常
法に従って、酸洗、冷間圧延を行った後、連続焼鈍する
に際し、Ａｃ1 変態点以上、Ａｃ3 変態点以下の二相域
で３０〜１５０秒間保持した後、２０℃／ｓ以上の冷却
速度で４００℃以下の温度域まで冷却することを特徴と
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複合組織高強度冷延鋼板の
製造方法。
【００１６】
【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。
まず、本発明の鋼板ミクロ組織および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。
【００１７】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
の固溶状態および／または析出状態とする。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。
態は、Ｃｕ単独で構成される粒子の大きさが２ｎｍ以下
の固溶状態および／または析出状態とする。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。
【００１８】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お
よ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
体積率が減少して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濃度を上げて複合組織を生成するため、
０．１％以上の添加が必要である。一方、２．０％超添
加するとスケールオフ量が増加して歩留りの低下を招く
ため、上限は２．０％とする。
て説明する。Ｃは０．２０％超含有していると加工性お
よ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
体積率が減少して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濃度を上げて複合組織を生成するため、
０．１％以上の添加が必要である。一方、２．０％超添
加するとスケールオフ量が増加して歩留りの低下を招く
ため、上限は２．０％とする。
【００１９】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。
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。
【００２０】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。
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。
【００２１】Ｃｕは本発明で最も重要な元素の一つであ
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は本発明で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は本発明で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。
【００２２】Ｎｉはフェライトの生成も促進する元素で
あると共に、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、それぞ
れ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。
あると共に、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、それぞ
れ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。
【００２３】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１種または２種以上を添加してもよい。ただ
し、Ｍｏ：０．０５％未満、Ｖ：０．０２％未満、Ｔ
ｉ：０．０１％未満、Ｎｂ：０．０１％未満、Ｃｒ：
０．０１％未満、Ｚｒ：０．０２％未満ではその効果を
得ることができない。また、Ｍｏ：０．２％超、Ｖ：
０．２％超、Ｔｉ：０．２％超、Ｎｂ：０．１％超、Ｃ
ｒ：０．３％超、Ｚｒ：０．２％超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１種または２種以上を添加してもよい。ただ
し、Ｍｏ：０．０５％未満、Ｖ：０．０２％未満、Ｔ
ｉ：０．０１％未満、Ｎｂ：０．０１％未満、Ｃｒ：
０．０１％未満、Ｚｒ：０．０２％未満ではその効果を
得ることができない。また、Ｍｏ：０．２％超、Ｖ：
０．２％超、Ｔｉ：０．２％超、Ｎｂ：０．１％超、Ｃ
ｒ：０．３％超、Ｚｒ：０．２％超添加してもその効果
は飽和する。
【００２４】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、歩留りが低下するので、再加熱温度は１３５０℃未
満が望ましい。
【００２５】熱間圧延工程は、仕上圧延最終パス温度
（ＦＴ）がＡｒ3 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 点を切る
と、フェライト粒にひずみが残留して強度が上昇し、後
の冷間圧延で支障をきたすためである。仕上圧延後の冷
却と巻取温度（ＣＴ）については、組織制御、析出物制
御等を冷延後の焼鈍工程において行うため特に規定しな
い。なお、焼鈍後にフェライト−マルテンサイトの複合
ミクロ組織を得やすくするために熱延板段階においてそ
の組成配分が完了していることが望ましいので、仕上圧
延を終了した後の冷却は、Ａｒ3 変態点からＡｒ1 変態
点までの温度域で１〜１０秒間空冷することが好まし
い。また、その後の冷却および巻取温度については、焼
鈍時に、Ｃｕを固溶状態にするために、熱延板段階にお
いもＣｕを固溶状態にしておくことが望ましいので、巻
取温度は３５０℃以下で、その温度域までの冷却速度は
２０℃／ｓ以上が好ましい。
（ＦＴ）がＡｒ3 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 点を切る
と、フェライト粒にひずみが残留して強度が上昇し、後
の冷間圧延で支障をきたすためである。仕上圧延後の冷
却と巻取温度（ＣＴ）については、組織制御、析出物制
御等を冷延後の焼鈍工程において行うため特に規定しな
い。なお、焼鈍後にフェライト−マルテンサイトの複合
ミクロ組織を得やすくするために熱延板段階においてそ
の組成配分が完了していることが望ましいので、仕上圧
延を終了した後の冷却は、Ａｒ3 変態点からＡｒ1 変態
点までの温度域で１〜１０秒間空冷することが好まし
い。また、その後の冷却および巻取温度については、焼
鈍時に、Ｃｕを固溶状態にするために、熱延板段階にお
いもＣｕを固溶状態にしておくことが望ましいので、巻
取温度は３５０℃以下で、その温度域までの冷却速度は
２０℃／ｓ以上が好ましい。
【００２６】巻取り後の酸洗、冷間圧延工程について
は、常法に従えばよく、本発明では特に規定しない。た
だし、冷間圧延の圧下率が３０％未満であると、その後
の焼鈍工程において再結晶が完全に生じず、延性が劣化
しやすいため、また８０％超の圧下率では冷間圧延機に
大きな負荷がかかるため、冷間圧延の圧下率は３０％以
上、８０％以下が好ましい。
は、常法に従えばよく、本発明では特に規定しない。た
だし、冷間圧延の圧下率が３０％未満であると、その後
の焼鈍工程において再結晶が完全に生じず、延性が劣化
しやすいため、また８０％超の圧下率では冷間圧延機に
大きな負荷がかかるため、冷間圧延の圧下率は３０％以
上、８０％以下が好ましい。
【００２７】焼鈍工程は、本発明では連続焼鈍を前提と
する。連続焼鈍における加熱温度は、Ａｃ1 変態点以
上、Ａｃ3 変態点以下の二相域で行う。なお、その温度
範囲内でも低温すぎると、熱延板段階でセメンタイトや
Ｃｕが析出していた場合、セメンタイトやＣｕが再固溶
するのに時間がかかりすぎ、また逆に高温すぎるとオー
ステナイトの体積率が大きくなりすぎてオーステナイト
中のＣ濃度が低下し、その後の冷却の際にベイナイトも
しくはパーライト変態のノーズにかかりやすくなり、所
定のミクロ組織を得ることができなくなるため、７８０
℃以上、８５０℃以下で加熱するのが好ましい。
する。連続焼鈍における加熱温度は、Ａｃ1 変態点以
上、Ａｃ3 変態点以下の二相域で行う。なお、その温度
範囲内でも低温すぎると、熱延板段階でセメンタイトや
Ｃｕが析出していた場合、セメンタイトやＣｕが再固溶
するのに時間がかかりすぎ、また逆に高温すぎるとオー
ステナイトの体積率が大きくなりすぎてオーステナイト
中のＣ濃度が低下し、その後の冷却の際にベイナイトも
しくはパーライト変態のノーズにかかりやすくなり、所
定のミクロ組織を得ることができなくなるため、７８０
℃以上、８５０℃以下で加熱するのが好ましい。
【００２８】また、加熱温度での保持時間は、３０秒未
満では、熱延板段階でセメンタイトやＣｕが析出してい
た場合、セメンタイトやＣｕが完全に再固溶するのに不
十分であり、また逆に１５０秒超では、通板速度を低下
させなければならず操業上好ましくないので、保持時間
は３０〜１５０秒間とする。加熱保持後の冷却速度は、
２０℃／ｓ未満では、ベイナイトもしくはパーライト変
態のノーズにかかるおそれがあり、所定のミクロ組織を
得られなくなるため、２０℃／ｓ以上の冷却速度とす
る。
満では、熱延板段階でセメンタイトやＣｕが析出してい
た場合、セメンタイトやＣｕが完全に再固溶するのに不
十分であり、また逆に１５０秒超では、通板速度を低下
させなければならず操業上好ましくないので、保持時間
は３０〜１５０秒間とする。加熱保持後の冷却速度は、
２０℃／ｓ未満では、ベイナイトもしくはパーライト変
態のノーズにかかるおそれがあり、所定のミクロ組織を
得られなくなるため、２０℃／ｓ以上の冷却速度とす
る。
【００２９】冷却終了温度は、４００℃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
の複合ミクロ組織が得られない。さらに、Ｃｕの析出が
促進されて粗大なＣｕの析出が起こり、目的としている
疲労特性が得られないので、４００℃以下の温度域まで
冷却する必要がある。
イトが生成して目的とするフェライト−マルテンサイト
の複合ミクロ組織が得られない。さらに、Ｃｕの析出が
促進されて粗大なＣｕの析出が起こり、目的としている
疲労特性が得られないので、４００℃以下の温度域まで
冷却する必要がある。
【００３０】
【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、表２（表１のつづき）に示す化学成分を有す
るＡ〜Ｙの鋼は、転炉にて溶製して、連続鋳造後、加熱
温度１２３０℃で再加熱し、仕上温度７９０〜８３０℃
で熱間圧延を行い、室温〜４５０℃で巻取った後、酸洗
し、さらに、圧延率６０〜８０％で０．７〜１．６ｍｍ
の板厚に冷間圧延した後、表３、表５（表３のつづき−
２）に示す条件で焼鈍を行った。なお、表１、表２中の
化学組成についての表示は質量％である。
る。表１、表２（表１のつづき）に示す化学成分を有す
るＡ〜Ｙの鋼は、転炉にて溶製して、連続鋳造後、加熱
温度１２３０℃で再加熱し、仕上温度７９０〜８３０℃
で熱間圧延を行い、室温〜４５０℃で巻取った後、酸洗
し、さらに、圧延率６０〜８０％で０．７〜１．６ｍｍ
の板厚に冷間圧延した後、表３、表５（表３のつづき−
２）に示す条件で焼鈍を行った。なお、表１、表２中の
化学組成についての表示は質量％である。
【００３１】このようにして得られた焼鈍板の引張試験
は、供試材を、まずＪＩＳ Ｚ ２２０１記載の５号試
験片に加工し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１記載の試験方法に
従って行った。表３、表４（表３のつづき−１）、表５
（表３のつづき−２）、表６（表３のつづき−３）にそ
の試験結果を示す。また、さらに図３に示すような長さ
９０ｍｍ、幅１８ｍｍ、最小断面部の幅が１０ｍｍ、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。
は、供試材を、まずＪＩＳ Ｚ ２２０１記載の５号試
験片に加工し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１記載の試験方法に
従って行った。表３、表４（表３のつづき−１）、表５
（表３のつづき−２）、表６（表３のつづき−３）にそ
の試験結果を示す。また、さらに図３に示すような長さ
９０ｍｍ、幅１８ｍｍ、最小断面部の幅が１０ｍｍ、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。
【００３２】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（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。
【００３３】
【表１】
【００３４】
【表２】
【００３５】
【表３】
【００３６】
【表４】
【００３７】
【表５】
【００３８】
【表６】
【００３９】本発明に沿うものは、鋼Ａ−１、Ｂ−１、
Ｃ−１、Ｄ−１、Ｆ−１、Ｈ−１、Ｉ−１、Ｊ−１、Ｋ
−１、Ｌ−１、Ｎ−１、Ｏ−１、Ｐ−１、Ｑ−１、Ｒ−
１、Ｕ−１、Ｖ−１、Ｘ−１、Ｙ−１の１９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以下の疲労特性に優れた複合組織高
強度冷延鋼板が得られている。
Ｃ−１、Ｄ−１、Ｆ−１、Ｈ−１、Ｉ−１、Ｊ−１、Ｋ
−１、Ｌ−１、Ｎ−１、Ｏ−１、Ｐ−１、Ｑ−１、Ｒ−
１、Ｕ−１、Ｖ−１、Ｘ−１、Ｙ−１の１９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以下の疲労特性に優れた複合組織高
強度冷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Ａ−２は、加熱温度
（ＳＴ）が本発明範囲より低いので、セメンタイトの再
固溶が不十分で、焼鈍後に目的とするフェライト−マル
テンサイトの複合ミクロ組織が得られず、加工性の指標
の一つである低降伏比（ＹＲ）および十分な疲労限度比
（σＷ／σＢ）が得られていない。
明の範囲外である。すなわち、鋼Ａ−２は、加熱温度
（ＳＴ）が本発明範囲より低いので、セメンタイトの再
固溶が不十分で、焼鈍後に目的とするフェライト−マル
テンサイトの複合ミクロ組織が得られず、加工性の指標
の一つである低降伏比（ＹＲ）および十分な疲労限度比
（σＷ／σＢ）が得られていない。
【００４１】鋼Ａ−３は、保持時間が本発明範囲より短
いので、セメンタイトやＣｕの再固溶が不十分となり、
十分な疲労限度比が得られていない。鋼Ｅ−１は、Ｐの
含有量が本発明範囲より多いので、Ｐが粒界に偏析して
粒界強度を低下させてしまい、十分な疲労限度比が得ら
れていない。鋼Ｇ−１は、Ｃｕの含有量が本発明範囲よ
り少ないので、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。
いので、セメンタイトやＣｕの再固溶が不十分となり、
十分な疲労限度比が得られていない。鋼Ｅ−１は、Ｐの
含有量が本発明範囲より多いので、Ｐが粒界に偏析して
粒界強度を低下させてしまい、十分な疲労限度比が得ら
れていない。鋼Ｇ−１は、Ｃｕの含有量が本発明範囲よ
り少ないので、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。
【００４２】鋼Ｊ−２は、加熱後の冷却速度が本発明範
囲より遅いので、パーライトとベイナイトが生成してし
まい、目的とするフェライト−マルテンサイトの複合ミ
クロ組織が得られず、低降伏比および十分な疲労限度比
が得られていない。鋼Ｊ−３は、冷却終了温度が本発明
範囲より高いので、ベイナイトが生成して目的とするフ
ェライト−マルテンサイトの複合ミクロ組織が得られな
い。さらにＣｕの析出が促進されて粗大なＣｕの析出が
起こるため、低降伏比および十分な疲労限度比が得られ
ていない。
囲より遅いので、パーライトとベイナイトが生成してし
まい、目的とするフェライト−マルテンサイトの複合ミ
クロ組織が得られず、低降伏比および十分な疲労限度比
が得られていない。鋼Ｊ−３は、冷却終了温度が本発明
範囲より高いので、ベイナイトが生成して目的とするフ
ェライト−マルテンサイトの複合ミクロ組織が得られな
い。さらにＣｕの析出が促進されて粗大なＣｕの析出が
起こるため、低降伏比および十分な疲労限度比が得られ
ていない。
【００４３】鋼Ｍ−１は、Ｂの含有量が本発明範囲より
少ないので、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不十分であるため、十分な疲労限度
比が得られていない。鋼Ｓ−１は、Ｓｉの含有量が本発
明範囲より少ないので、フェライト変態の促進と未変態
オーステナイト中のＣ濃度を上げて複合組織を生成する
効果が失われ、目的とするフェライト−マルテンサイト
の複合ミクロ組織が得られず、十分な疲労限度比が得ら
れていない。
少ないので、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不十分であるため、十分な疲労限度
比が得られていない。鋼Ｓ−１は、Ｓｉの含有量が本発
明範囲より少ないので、フェライト変態の促進と未変態
オーステナイト中のＣ濃度を上げて複合組織を生成する
効果が失われ、目的とするフェライト−マルテンサイト
の複合ミクロ組織が得られず、十分な疲労限度比が得ら
れていない。
【００４４】鋼Ｔ−１は、Ｍｎの含有量が本発明範囲よ
り少ないので、目的とする第二相であるマルテンサイト
を十分に得られず、低降伏比が得られていない。Ｗ−１
は、Ｃの含有量が本発明範囲より少ないので、組織中の
マルテンサイトの体積率が十分ではなく、低降伏比およ
び十分な疲労限度比が得られていない。
り少ないので、目的とする第二相であるマルテンサイト
を十分に得られず、低降伏比が得られていない。Ｗ−１
は、Ｃの含有量が本発明範囲より少ないので、組織中の
マルテンサイトの体積率が十分ではなく、低降伏比およ
び十分な疲労限度比が得られていない。
【００４５】
【発明の効果】以上詳述したように、本発明は、疲労特
性に優れた複合組織高強度冷延鋼板およびその製造方法
を提供するものであり、これらの複合組織高強度冷延鋼
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、
工業的価値が高い発明であると言える。
性に優れた複合組織高強度冷延鋼板およびその製造方法
を提供するものであり、これらの複合組織高強度冷延鋼
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、
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。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 浮穴 俊康 東京都千代田区大手町２−６−３ 新日本 製鐵株式会社内
Claims (5)
- 【請求項１】 質量％にて、 Ｃ：０．０３〜０．２０％、 Ｓｉ：０．１〜２．０％、 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およ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、Ｃｕ単独で構成される
粒子の大きさが２ｎｍ以下の固溶状態および／または析
出状態であることを特徴とする疲労特性に優れた複合組
織高強度冷延鋼板。 - 【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記載の疲労特性に
優れた複合組織高強度冷延鋼板。 - 【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１種または２種を含有することを特徴とする請求項１
または２記載の疲労特性に優れた複合組織高強度冷延鋼
板。 - 【請求項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１種または２種以上を含有することを特徴とする請求
項１〜３のいずれか１項に記載の疲労特性に優れた複合
組織高強度冷延鋼板。 - 【請求項５】 請求項１〜４のいずれか１項に記載の成
分を有する鋼片の熱間圧延を、Ａｒ3 変態点以上で仕上
圧延を行う以外は常法に従って行い、引き続き常法に従
って、酸洗、冷間圧延を行った後、連続焼鈍するに際
し、Ａｃ1 変態点以上、Ａｃ3 変態点以下の二相域で３
０〜１５０秒間保持した後、２０℃／ｓ以上の冷却速度
で４００℃以下の温度域まで冷却することを特徴とす
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複合組織高強度冷延鋼板の製
造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP00760998A JP3619359B2 (ja) | 1998-01-19 | 1998-01-19 | 疲労特性に優れた複合組織高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP00760998A JP3619359B2 (ja) | 1998-01-19 | 1998-01-19 | 疲労特性に優れた複合組織高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH11199973A true JPH11199973A (ja) | 1999-07-27 |
| JP3619359B2 JP3619359B2 (ja) | 2005-02-09 |
Family
ID=11670561
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP00760998A Expired - Fee Related JP3619359B2 (ja) | 1998-01-19 | 1998-01-19 | 疲労特性に優れた複合組織高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3619359B2 (ja) |
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2001081640A1 (fr) * | 2000-04-21 | 2001-11-01 | Nippon Steel Corporation | Plaque d'acier presentant une excellente aptitude a l'ebarbage et une resistance elevee a la fatigue, et son procede de production |
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