JPH11199975A - 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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- JPH11199975A JPH11199975A JP910998A JP910998A JPH11199975A JP H11199975 A JPH11199975 A JP H11199975A JP 910998 A JP910998 A JP 910998A JP 910998 A JP910998 A JP 910998A JP H11199975 A JPH11199975 A JP H11199975A
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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−
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、Ａｒ3 変態点からＡｒ1 変態点まで
の温度域で１〜１０秒間空冷し、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−
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、Ａｒ3 変態点からＡｒ1 変態点まで
の温度域で１〜１０秒間空冷し、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
４６号公報や特開平３−２７７７４０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
４６号公報や特開平３−２７７７４０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４−３３７０２６号公報、特開平６−１
４５７９２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
−３３７０２６号公報には、フェライト結晶粒のサイズ
を最適化し、第二相であるマルテンサイト、ベイナイト
およびオーステナイトの体積分率を最適化して下限界応
力拡大係数範囲を高め、Ｐの固溶強化とＣｕの析出強化
によって疲労限度比を向上させる技術が開示されてい
る。
しては、特開平４−３３７０２６号公報、特開平６−１
４５７９２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
−３３７０２６号公報には、フェライト結晶粒のサイズ
を最適化し、第二相であるマルテンサイト、ベイナイト
およびオーステナイトの体積分率を最適化して下限界応
力拡大係数範囲を高め、Ｐの固溶強化とＣｕの析出強化
によって疲労限度比を向上させる技術が開示されてい
る。
【０００５】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。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Ｃ
ｕ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、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。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Ｃ
ｕ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】
【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４−３３７０
２６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０．０３〜０．１５％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。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。
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４−３３７０
２６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０．０３〜０．１５％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。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。
【０００７】また、上記特開平６−１４５７９２号公報
に記載の発明では、Ｓｉの添加が１．５％以上に限定さ
れているため、鋼板の表面性状が悪くなり疲労強度が低
下する可能性がある。さらに、上記特開平８−６０２４
０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、ミクロ組織にベイナイトやパーライ
トが生成してしまい低降伏比が得られていないばかり
か、十分な疲労限度比が得られない。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、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。
に記載の発明では、Ｓｉの添加が１．５％以上に限定さ
れているため、鋼板の表面性状が悪くなり疲労強度が低
下する可能性がある。さらに、上記特開平８−６０２４
０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、ミクロ組織にベイナイトやパーライ
トが生成してしまい低降伏比が得られていないばかり
か、十分な疲労限度比が得られない。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、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。
【０００８】
【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。
【０００９】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−１．０％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。
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−０．００
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。
【００１０】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規に知見した。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。
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規に知見した。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。
【００１１】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−１．０％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。
【００１２】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。
【００１３】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。
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。
【００１４】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：
０．１〜１．４％、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：
０．１〜１．４％、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
性に優れた加工用熱延鋼板。
【００１５】（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。
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。
【００１６】（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）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。
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）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。
【００１７】（５）上記（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秒間空冷
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秒間空冷
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
る疲労特性に優れた加工用熱延鋼板の製造方法にある。
【００１８】
【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。
【００１９】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、Ｃ
ｕ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、Ｃ
ｕ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。
【００２０】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％未満であると組織中のマルテンサイトの体
積率が減少し、強度が低下するので０．０３％以上とす
る。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濃度をあげて複合組織を生成する効果があ
る。ただし、０．１％未満では、その効果が失われ、
１．４％超添加するとスケールの性状が悪くなるため表
面性状が劣化して圧延ままでの疲労特性が低下する。そ
こで、Ｓｉの含有量は０．１％以上、１．４％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％未満であると組織中のマルテンサイトの体
積率が減少し、強度が低下するので０．０３％以上とす
る。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濃度をあげて複合組織を生成する効果があ
る。ただし、０．１％未満では、その効果が失われ、
１．４％超添加するとスケールの性状が悪くなるため表
面性状が劣化して圧延ままでの疲労特性が低下する。そ
こで、Ｓｉの含有量は０．１％以上、１．４％以下とす
る。
【００２１】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。
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。
【００２２】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。
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。
【００２３】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。
【００２４】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。
【００２５】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、０．２％、
０．２％、０．２％、０．１％、０．３％、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、０．２％、
０．２％、０．２％、０．１％、０．３％、０．２％を
超え添加してもその効果は飽和する。
【００２６】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
歩留まりが低下するので、再加熱温度は１３５０℃未満
が望ましい。
【００２７】熱間圧延工程は、仕上げ圧延最終パス温度
（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。仕上圧延を終了した後の冷却は、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秒間空冷する。
ここでの空冷は、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。ま
た、１０秒超では、パーライトが生成し、目的とするフ
ェライト−マルテンサイトのミクロ組織が得られない。
（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。仕上圧延を終了した後の冷却は、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秒間空冷する。
ここでの空冷は、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。ま
た、１０秒超では、パーライトが生成し、目的とするフ
ェライト−マルテンサイトのミクロ組織が得られない。
【００２８】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
トのミクロ組織が得られない。巻取温度が３５０℃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
テンサイトを主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、５
０℃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
トのミクロ組織が得られない。巻取温度が３５０℃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
テンサイトを主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、５
０℃以上が望ましい。
【００２９】
【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、同じく表２に示す仕上圧延温度（Ｆ
Ｔ）で１．２〜５．４ｍｍの板厚に圧延した後、表２に
示す空冷時間で冷却後、表２に示す巻取温度（ＣＴ）で
それぞれ巻き取った。なお表１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 Ｚ２２０１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２にその試験結果を示す。
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、同じく表２に示す仕上圧延温度（Ｆ
Ｔ）で１．２〜５．４ｍｍの板厚に圧延した後、表２に
示す空冷時間で冷却後、表２に示す巻取温度（ＣＴ）で
それぞれ巻き取った。なお表１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 Ｚ２２０１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２にその試験結果を示す。
【００３０】
【表１】
【００３１】
【表２】
【００３２】また、さらに、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σ
Ｗ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。
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σ
Ｗ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。
【００３３】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。
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。
【００３４】本発明に沿うものは、鋼Ａ−１、Ａ−４、
Ｂ−１、Ｃ−１、Ｄ−１、Ｆ−１、Ｈ−１、Ｉ−１、Ｊ
−１、Ｊ−２、Ｊ−４、Ｋ−１、Ｌ−２、Ｎ−１、Ｐ−
１、Ｒ−１、Ｓ−１、Ｔ−１、Ｗ−１、Ｘ−１、Ｚ−１
の２１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。
Ｂ−１、Ｃ−１、Ｄ−１、Ｆ−１、Ｈ−１、Ｉ−１、Ｊ
−１、Ｊ−２、Ｊ−４、Ｋ−１、Ｌ−２、Ｎ−１、Ｐ−
１、Ｒ−１、Ｓ−１、Ｔ−１、Ｗ−１、Ｘ−１、Ｚ−１
の２１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。
【００３５】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、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。鋼Ａ−３は、熱間圧延後
の巻取温度（ＣＴ）が本発明の範囲外であるのでベイナ
イトが生成して目的とするフェライト−マルテンサイト
を主相とするミクロ組織が得られない。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。
明の範囲外である。すなわち、鋼Ａ−２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。鋼Ａ−３は、熱間圧延後
の巻取温度（ＣＴ）が本発明の範囲外であるのでベイナ
イトが生成して目的とするフェライト−マルテンサイト
を主相とするミクロ組織が得られない。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。
【００３６】鋼Ａ−５は、空冷後の冷却速度（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−マルテンサイトを主相とするミ
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Ｅ−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Ｇ−
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。
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−マルテンサイトを主相とするミ
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Ｅ−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Ｇ−
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。
【００３７】鋼Ｊ−３および鋼Ｌ−１は、仕上圧延後の
空冷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−マルテンサイトを主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Ｍ
−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Ｏ
−１、鋼Ｑ−１は、Ｓｉ含有量が本発明の上限を超えて
いるのでスケールの性状が悪くなり表面性状が劣化する
ため十分な疲労限度比が得られていない。
空冷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−マルテンサイトを主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Ｍ
−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Ｏ
−１、鋼Ｑ−１は、Ｓｉ含有量が本発明の上限を超えて
いるのでスケールの性状が悪くなり表面性状が劣化する
ため十分な疲労限度比が得られていない。
【００３８】鋼Ｕ−１は、Ｓｉの含有量が本発明の下限
を割っているのでフェライト変態の促進効果と未変態オ
ーステナイト中へのＣ元素の濃化による複合組織の生成
効果が得られず目的とするフェライト−マルテンサイト
を主相とするミクロ組織が得られず十分な疲労限度比も
得られていない。鋼Ｖ−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。鋼Ｙ−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。
を割っているのでフェライト変態の促進効果と未変態オ
ーステナイト中へのＣ元素の濃化による複合組織の生成
効果が得られず目的とするフェライト−マルテンサイト
を主相とするミクロ組織が得られず十分な疲労限度比も
得られていない。鋼Ｖ−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。鋼Ｙ−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。
【００３９】
【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。
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。
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：０．１〜１．４％、 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、疲労特性に優れた加工用
熱延鋼板。 - 【請求項２】 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】 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】 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秒間空冷し、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
の存在状態は、Ｃｕ単独で構成される粒子の大きさが２
ｎｍ以下の固溶状態および／または析出状態である疲労
特性に優れた加工用熱延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP00910998A JP3752071B2 (ja) | 1998-01-20 | 1998-01-20 | 疲労特性に優れた加工用熱延鋼板およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP00910998A JP3752071B2 (ja) | 1998-01-20 | 1998-01-20 | 疲労特性に優れた加工用熱延鋼板およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH11199975A true JPH11199975A (ja) | 1999-07-27 |
| JP3752071B2 JP3752071B2 (ja) | 2006-03-08 |
Family
ID=11711471
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| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP00910998A Expired - Fee Related JP3752071B2 (ja) | 1998-01-20 | 1998-01-20 | 疲労特性に優れた加工用熱延鋼板およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3752071B2 (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2001077400A1 (en) * | 2000-04-07 | 2001-10-18 | Kawasaki Steel Corporation | Hot rolled steel plate, cold rolled steel plate and hot dip galvanized steel plate being excellent in strain aging hardening characteristics, and method for their production |
| 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 |
| JP2001355042A (ja) * | 2000-04-10 | 2001-12-25 | Kawasaki Steel Corp | プレス成形性と歪時効硬化特性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
| EP1264911A3 (en) * | 2001-06-06 | 2003-05-02 | Kawasaki Steel Corporation | High-ductility steel sheet excellent in press formability and strain age hardenability, and method for manufacturing the same |
| JP2011017089A (ja) * | 2000-04-17 | 2011-01-27 | Jfe Steel Corp | 歪時効硬化特性に優れた熱延鋼板およびその製造方法 |
| US8828154B2 (en) | 2005-03-31 | 2014-09-09 | Jfe Steel Corporation | Hot-rolled steel sheet, method for making the same, and worked body of hot-rolled steel sheet |
-
1998
- 1998-01-20 JP JP00910998A patent/JP3752071B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (13)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6814819B2 (en) | 2000-04-07 | 2004-11-09 | Jfe Steel Corporation | Methods of manufacturing hot-dip galvanized hot-rolled and cold-rolled steel sheets excellent in strain age hardening property |
| US7396420B2 (en) | 2000-04-07 | 2008-07-08 | Jfe Steel Corporation | Hot-dip galvanized hot-rolled and cold-rolled steel sheets excellent in strain age hardening property |
| KR100664433B1 (ko) * | 2000-04-07 | 2007-01-03 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 변형 시효 경화 특성이 우수한 열연 강판, 냉연 강판 및용융 아연 도금 강판, 그리고 이들의 제조 방법 |
| US6676774B2 (en) | 2000-04-07 | 2004-01-13 | Jfe Steel Corporation | Hot rolled steel plate and cold rolled steel plate being excellent in strain aging hardening characteristics |
| WO2001077400A1 (en) * | 2000-04-07 | 2001-10-18 | Kawasaki Steel Corporation | Hot rolled steel plate, cold rolled steel plate and hot dip galvanized steel plate being excellent in strain aging hardening characteristics, and method for their production |
| JP2001355042A (ja) * | 2000-04-10 | 2001-12-25 | Kawasaki Steel Corp | プレス成形性と歪時効硬化特性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
| JP2011017089A (ja) * | 2000-04-17 | 2011-01-27 | Jfe Steel Corp | 歪時効硬化特性に優れた熱延鋼板およびその製造方法 |
| KR100441414B1 (ko) * | 2000-04-21 | 2004-07-23 | 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 | 버링 가공성이 우수한 고피로강도 강판 및 그의 제조방법 |
| US6589369B2 (en) | 2000-04-21 | 2003-07-08 | Nippon Steel Corporation | High fatigue strength steel sheet excellent in burring workability and method for producing the same |
| 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 |
| US6818074B2 (en) | 2001-06-06 | 2004-11-16 | Jfe Steel Corporation | High-ductility steel sheet excellent in press formability and strain age hardenability, and method for manufacturing the same |
| EP1264911A3 (en) * | 2001-06-06 | 2003-05-02 | Kawasaki Steel Corporation | High-ductility steel sheet excellent in press formability and strain age hardenability, and method for manufacturing the same |
| US8828154B2 (en) | 2005-03-31 | 2014-09-09 | Jfe Steel Corporation | Hot-rolled steel sheet, method for making the same, and worked body of hot-rolled steel sheet |
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