WO2001081640A1

WO2001081640A1 - Plaque d'acier presentant une excellente aptitude a l'ebarbage et une resistance elevee a la fatigue, et son procede de production

Info

Publication number: WO2001081640A1
Application number: PCT/JP2000/008934
Authority: WO
Inventors: Tatsuo Yokoi; Manabu Takahashi; Hiroyuki Okada; Toshimitsu Aso
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2000-04-21
Filing date: 2000-12-15
Publication date: 2001-11-01
Anticipated expiration: 2002-10-21
Also published as: KR100441414B1; KR20020022639A; US20020179193A1; EP1201780A1; DE60018940D1; US6589369B2; EP1201780A4; TWI261072B; EP1201780B1

Description

明細書パーリング加工性に優れる高疲労強度鋼板およびその製造方法技術分野

本発明は、パーリング加工性に優れた引張強度 540MPa以上の複合組織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口一ドホイール等の穴拡げ加工性と耐久性の両立が求められる素材として好適な、穴拡げ性（パーリング加工性）に優れた高疲労強度鋼板およびその製造方法に関するものである。背景技術

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、 A1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、 A1合金等の軽垒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いる。従って、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。

このような高強度化の要求に対して、これまでは車体重量の 1ノ 4程度を占めるホワイトポティーや、パネル類に使用される冷延鋼板の分野において、強度と深絞り性を兼ね備えた鋼板や焼付け硬化性のある鋼板等の開発が進められ、車体の軽量化に寄与してきた。ところが現在、軽量化の対象は車体重量の約 20 %を占める構造部材や足廻り部材にシフ卜してきており、これらの部材に用いる高強度熱延鋼板の開発が急務となっている。

ただし、高強度化は一般的に成形性（加工性）等の材料特性を劣化させるため、材料特性を劣化させずに如何に高強度化を図るかが高強度鋼板開発の鍵になる。特に構造部材ゃ足廻り部材用鋼板に求められる特性としては、穴拡げ性、疲労耐久性および耐食性等が重要であり、高強度とこれら特性を如何に高次元でバランスさせるかが重要である。

例えば、ロードホイ一ルディスク用鋼板に求められる特性としては、穴拡げ性と疲労耐久性が特に重要視されている。これは、ロードホイ一ルディスクの成形工程の中でもハブ穴成形でのパーリング加工（穴拡げ加工）が特に厳しく、また、ホイールの部材特性で最も厳しい基準で管理されているの.が疲労耐久性であるためである。現在、これらロードホイールディスク用高強度熱延鋼板として、部材での疲労耐久性を重視して疲労特性に優れる 590MPa級のフェラィトーマルテンサイ卜の複合組織鋼板（いわゆる Dual Phas e鋼）が用いられているが、これら部材用鋼板に要求される強度レベルは、 590MPa級から 780MPa級へとさらなる高強度化へ向かいつつある。 ― 方、高強度化に伴って穴拡げ性は低下する傾向を示すばかりでなく、複合組織鋼板はその不均一な組織のために穴拡げ性に関しては不利であると言われている。従って、 590MPa級で問題とはならなかつた穴拡げ性が 780MPa級では問題となる可能性がある。

すなわち、ロードホイール等足廻り部品への高強度鋼板の適用にあたっては、疲労耐久性に加えて穴拡げ性も重要な検討課題となる。ところが、疲労耐久性を向上させるためにミクロ組織をフェライトーマルテンサイトの複合組織とし、かつ穴拡げ性にも優れる高強度鋼板について記述した発明は、一部の例外を除いて殆ど見受けられないのが現状である。

例えば、特開平 5 — 179396号公報には、ミクロ組織をフェライトとマルテンサイトまたは残留オーステナイトとして疲労耐久性を確保し、フェライトを Ti C や NbC の析出物で強化することで、フェラィト粒とマルテンサイト相との強度差を小さくし、フェライト粒への局所的な変形の集中を抑制して穴拡げ性を確保する技術が開示されている。

しかしながら、口一ドホイールのディスク等一部の部品用鋼板においては、パーリング加工性等の成形性と疲労耐久性の高いレベルでのパランス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。また、例え両特性が満足されたとしても、安価に安定して製造できる製造方法を提供することが重要であり、上述したような従来技術では不十分であると言わざるを得ない。

すなわち、上記特開平 5— 179396号公報は、フェライト粒を析出強化しているために伸びが十分得られないばかり力製造時にマルテンサイト相の周囲に導入される高密度の可動転位が析出物によつて移動を妨げられるため、低降伏比というフェライトーマルテンサィト複合組織特有の特性が得られない。また、 Ti， Nbの添加は製造コストの増加を招くために好ましくない。

そこで、本発明は上述したような従来技術の課題を有利に解決できる、疲労特性とバーリング加工性（穴拡げ性）に優れた引張強度 540MPa以上の複合組織鋼板、およびその鋼板を安価に安定して製造できる製造方法を提供することを目的とするものである。発明の開示

本発明者らは、現在、通常に採用されている鋼板製造設備により工業的規模で生産されている熱延鋼板もしくは冷延鋼板の製造プロセスを念頭において、鋼板のパーリング加工性と疲労特性の両立を達成すべく鋭意研究を重ねた。その結果、ミクロ組織が、フェライトを主相とし、第二相を主にマルテンサイトもしくは残留オーステナイトとする複合組織であり、フヱライト平均粒径が 2 μ m以上 20 /i m以下、第二相の平均粒径をフェライト平均粒径で除した値が 0. 05以上 0. 8 以下、且つ第二相の炭素濃度が 0. 2 %以上 2 %以下であること'、また、第二相の体積分率を第二相の平均粒径で除した値、および第二相の硬さの平均値をフエライトの硬さの平均値で除した値が、それぞれ 3以上 1 2以下、かつ 1. 5 以上 7以下であることが、パーリング加工性向上に非常に有効であることを新たに見出し、本発明をなしたものである。

即ち、本発明の要旨は以下の通りである。

( 1 ) 質量％にて、

C ： 0. 01〜0. 3 %、

S i ： 0. 01〜 2 %、

Mn： 0. 05〜 3 %、

P ： ≤0. 1 %、

S ： ≤0. 01 %、

A1 ： 0. 005 〜 1 %、

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、第二相をマルテンサイトとする複合組織からなり、フェライト平均粒径が 2 μ m以上 20 _β m以下、第二相の平均粒径をフェライト平均粒径で除した値が 0. 05以上 0. 8 以下且つ、第二相の炭素濃度が 0. 2 %以上 3 %以下であることを特徴とする、パーリング加工性に優れる高疲労強度鋼板。

( 2 ) 質量。/。にて、

C ： 0. 01〜0. 3 %、

S i ： 0. 01〜 2 %、

Mn： 0. 05〜 3 %、

P ： ≤0. 1 %、

S ： ≤0. 01 %、 Al： 0.005 〜： L %、

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、フヱライトを主相とし、第二相をマルテンサイトとする複合組織からなり、第二相の体積分率をその平均粒径で除した値が 3以上 12以下且つ、第二相の硬さの平均値をフェライトの硬さの平均値で除した値が 1.5 以上 7以下であることを特徴とする、パ一リング加工性に優れる高疲労強度鋼板。

( 3 ) 上記 ( 1 ) または（ 2 ) に記載の鋼が、さらに、質量％にて、

Cu： 0.2〜2 %を含有し、そのフェライト相における Cuの存在状態としては、単独で構成される粒子の大きさが 2 rnn以下の析出状態および Zまたは固溶状態であることを特徴とするパーリング加ェ性に優れる高疲労強度鋼板。

( 4 ) 上記（ 1 ) 〜（ 3 ) のいずれかの項に記載の鋼が、さらに、質量％にて、 B ： 0.0002〜0.002 %を含有することを特徴とするパーリング加工性に優れる高疲労強度鋼板。

( 5 ) 上記（ 1 ) 〜（ 4 ) のいずれかの項に記載の鋼が、さらに、質量％にて、 Ni： 0.1〜 1 %を含有することを特徴とするパーリング加工性に優れる高疲労強度鋼板。

( 6 ) 上記（ 1 ) 〜（ 5 ) のいずれかの項に記載の鋼が、さらに、質量⁰/。にて、 Ca： 0.0005〜0.002 %、 REM ： 0.0005〜 0.02%の一種または二種を含有することを特徴とするパーリング加工性に優れる高疲労強度鋼板。

( 7 ) 上記（ 1 ) 〜（ 6 ) のいずれかの項に記載の鋼が、さらに、質量％にて、

Ti： 0.05〜0.5 %、

Nb： 0.01〜 5 %、 Mo： 0.05〜 1 %、

V ： 0.02〜0.2 %、

Cr： 0.01〜 1 %、

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パーリング加ェ性に優れる高疲労強度鋼板。

( 8 ) 上記（ 1 ) 〜（ 7 ) のいずれかの項に記載の成分を有する鋼であって、そのミクロ組織が、フェライトを主相とし、第二相を体積分率で 5 %以上 25%以下の残留オーステナイトとする複合組織であることを特徴とするパーリング加工性に優れる高疲労強度鋼板

( 9 ) 上記（ 1 ) 〜（ 7 ) のいずれかの項に記載の成分を有する鋼片の熱間圧延に際し、 Ar₃ 変態点温度以上 Ar₃ 変態点温度 + 100 °C以下で熱間仕上圧延を終了した後、 Α_Γι 変態点温度以上 Ar₃ 変態点温度以下の温度域で 1〜20秒間滞留し、その後、 20°CZ s以上の冷却速度で冷却して、 350 °C以下の温度範囲の卷取温度で巻き取ることを特徴とするパーリング加工性に優れる高疲労強度鋼板の製造方法。

(10) 上記（ 1 ) 〜（ 7 ) のいずれかの項に記載の成分を含む鋼片の熱間圧延に際し、粗圧延終了後、高圧デスケーリングを行ない、 Ar₃ 変態点温度以上 Ar₃ 変態点温度 + 100 °C以下で熱間仕上圧延を終了した後、 Α_Γι 変態点温度以上 Ar₃ 変態点温度以下の温度域で 1〜20秒間滞留し、その後、 20°C/ s以上の冷却速度で冷却して、 350°C以下の温度範囲の卷取温度で卷き取ることを特徴とするパーリング加工性に優れる高疲労強度鋼板の製造方法。 ·

(11) 上記（ 1 ) 〜（ 7 ) のいずれかの項に記載の成分を含む鋼を Ar₃ 変態点温度以上で熱間圧延を終了し、続く酸洗、冷間圧延た後、 A_Cl 変態点温度以上 Ac₃ 変態点温度以下の温度域で 30〜： L50 秒間保持し、その後、 20°C/ s以上の冷却速度で 350°C以下の温度域まで冷却することを特徴とするパーリング加工性に優れる高疲労強度鋼板の製造方法。

(12) 上記（ 1 ) 〜（ 7 ) のいずれかの項に記載の成分を含む鋼片の熱間圧延に際し、 Ar₃ 変態点温度以上 Ar₃ 変態点温度 + 100 。C 以下で熱間仕上圧延を終了した後、 Α_Γι 変態点温度以上 Ar₃ 変態点温度以下の温度域で 1〜20秒間滞留し、その後、 20°CZ s以上の冷却速度で冷却して、 350 超 450°C以下の温度範囲の巻取温度で巻き取ることを特徴とするパーリング加工性に優れる高疲労強度鋼板の製造方法。

(13) 上記（ 1 ) 〜（ 7 ) のいずれかの項に記載の成分を含む鋼片の熱間圧延に際し、粗圧延終了後、高圧デスケーリングを行ない、 Ar₃ 変態点温度以上 Ar₃ 変態点温度 + 100 °C以下で熱間仕上圧延を終了した後、 Α_Γι 変態点温度以上 Ar₃ 変態点温度以下の温度域で：！〜 20秒間滞留し、その後、 20°C/ s以上の冷却速度で冷却して、 350 超 450°C以下の温度範囲の巻取温度で巻き取ることを特徴とするパーリング加工性に優れる高疲労強度鋼板の製造方法。

(14) 上記（ 1 ) 〜（ 7 ) のいずれかの項に記載の成分を含む鋼片を Ar₃ 変態点温度以上で熱間圧延を終了し、続く酸洗、冷間圧延た後、 A_Cl 変態点温度以上 Ac₃ 変態点温度以下の温度域で 30〜： L50 秒間保持し、その後、 20°C/ s以上の冷却速度で冷却して後、 350 °C超 450°C以下の温度域に 15〜600 秒間保持し、 5 °C以上の冷却速度で 150°C以下の温度域まで冷却することを特徴とするパーリング加工性に優れる高疲労強度鋼板の製造方法。図面の簡単な説明図 1は、本発明に至る予備実験の結果を、フェライト平均粒径、第二相の大きさと穴拡げ率の関係で示す図である。

図 2は、本発明に至る予備実験の結果を、第二相の炭素濃度と穴拡げ率の関係で示す図である。

図 3は、本発明に至る予備実験の結果を、第二相の体積分率を第二相の平均粒径で除した値、第二相の硬さの平均値をフェライトの硬さの平均値で除した値と、穴拡げ率の関係で示す図である。

図 4は、疲労試験片の形状を説明する図である。発明を実施するための最良の形態

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、穴拡げ性に及ぼすフェライト平均粒径および第二相の大きさの影響を調査した。ぞのための供試材は次のようにして準備した。すなわち、 0. 07 % C— 1. 6 % S i— 2. 0 % Mn - 0. 01 % P - 0. 001 % S—0. 03 % A1に成分調整し溶製した錶片を、 Ar₃ 変態点温度以上のいずれかの温度で熱間仕上圧延を終了した後、 Arl 変態点温度以上 Ar3 変態点温度以下のいずれかの温度域で 1 〜15秒間滞留し、その後 20°C / s以上の冷却速度で冷却して、常温で卷き取った。

これらの鋼板について穴拡げ試験を行った結果から、フェライト平均粒径および第二相の大きさについて整理したものを図 1 に示すこの結果より、フェライト平均粒径および第二相の大きさ（第二相の平均粒径をフェライト平均粒径で除した値）と穴拡げ性には強い相関があり、フェライト平均粒径および第二相の大きさがそれぞれ 2 μ m以上 20 μ m以下、および 0. 05以上 0. 8 以下で、穴拡げ性が著しく向上することを新規に知見した。

このメ力ュズムは必ずしも明らかではないが、第二相が大きすぎると第二相と母相の界面にボイドが生じやすく、穴拡げの際にクラックの起点となり、小さすぎると穴拡げ率と相関がある局部延性が低下するため、最適なサイズと間隔において穴拡げ率が向上すると推測される。また、フェライト平均粒径が小さすぎると降伏応力が上昇し、成形後の形状凍結性に悪影響を及ぼし、大きすぎるとミク口組織の均一性が失われ、穴拡げ率と相関がある局部延性が低下するためと考えられる。

なお、フェライト平均粒径の測定法は、 J I S G 0552鋼のフェライト結晶粒度試験法に記載の切断法に準じた。また、第二相の平均粒径については平均円相当径と定義し、画像処理装置等より得られる値を採用した。 ·

さらに、穴拡げ性に及ぼす第二相の炭素濃度の影響を調査した。上記鋼板について穴拡げ性を第二相の炭素濃度で整理したものを図 2に示す。この結果より、第二相の炭素濃度と穴拡げ性には強い相関があり、第二相の炭素濃度が 0. 2 %以上 2 %以下で、穴拡げ性が著しく向上することを新規に知見した。

このメカニズムも必ずしも明らかではないが、第二相の炭素濃度が高すぎると第二相と母相との強度差が大きくなり、打ち抜き時にその界面にボイドが生じやすく、穴拡げの際にクラックの起点となる。一方、第二相の炭素濃度が低すぎると必然的にフェライト相の延性が低下し、穴拡げ率と相関がある局部延性が低下するため、穴拡げ率が低下す.る。従って、最適な第二相の炭素濃度において穴拡げ率が向上すると推測される。

ただし、第二相の炭素濃度が 1. 2 %超であると、スポット溶接等の溶接時に熱影響部の軟化が著しくなり疲労破壌の起点となる可能性があるので、第二相の炭素濃度は 0. 2%以上 1. 2 %以下の範囲が好ましい。なお、穴拡げ性（パーリング加工性）については、日本鉄鋼連盟規格 JFST 1001-1996記载の穴拡げ試験方法に従って評価した。

次に、本発明における鋼板のミク口組織および第二相の炭素濃度について、詳細に説明する。

鋼板のミクロ組織は、疲労特性とパーリング加工性（穴拡げ性）を両立させるためにフェライトを主相とし、第二相を主にマルテンサイトもしくは残留ォ一ステナイトとする複合組織とした。ただし、第二相には不可避的なべィナイト、パーライトを含むことを許容するものである。

ここで、残留オーステナイト、フェライト、ベイナイト、パーラィト及びマルテンサイトの体積分率とは鋼板板幅の 1 Z 4 Wもしくは 3 / 4 W位置より切出した試料を圧延方向断面に研磨し、ナイタ —ル試薬および特開平 5 — 163590号公報で開示されている試薬を用いてエッチングし、光学顕微鏡を用いて 200〜500 倍の倍率で観察された板厚の 1 Z 4 t におけるミクロ組織の面積分率で定義される一方、オーステナイトはフェライトと結晶構造が違うため結晶学的に容易に識別できる。従って、残留オーステナイ卜の体積分率は X線回折法によっても実験的に求めることができる。すなわち、 Mo の Κ ο;線を用いてオーステナイトとフェライトとの反射面強度の違いより次式を用いてその体積分率を簡便に求める方法である。

V γ = ( 2 / 3 ) { 100/(0.7X a (211) / y (220) + 1 ) }+ ( 1 / 3 ) { 100ノ (0.78 X a (211) / γ (311) + 1 ) }

だだし、 α (211) 、 γ (220) および γ (311) は、それぞれフェラィト（ひ）オーステナイト（ V ) の X線反射面強度である。

残留オーステナイトの体積分率は光学顕微鏡観察および X線回折法のいずれの方法を用いてもほぼ一致した値が得られたので、いずれの測定値を用いても差し支えない。

また、残留オーステナイトの炭素濃度は X線回折法やメスパウア一分光法により実験的に求めることができる。例えば、 X線回折法では進入型固溶元素である Cがオーステナイトの結晶格子に配位されるために起こる格子定数の変化と炭素濃度との関係より残留ォーステナイトの炭素濃度が測定可能である。すなわち、格子定数の測定は Co， Cu, Feの Kひ線を用いて、オーステナイトの（002) 、 (022 ) 、 (113) 、 (222) 面の反射角度を測定し、文献（「X線回折概論 J ： B.D.Cullity 著（松村源太郎訳）、株式会社ァグネ）記載の反射角度から格子定数を計算する方法にて得ることができる。ここで、 cos² 0 (ただし、 0は反射角度）と格子定数 aには直線関係があることから、真の格子定数 a。は、この直線を cos² 0 = 0に外揷して得られる。さらに、この真の格子定数 a。の値から、オーステナィ卜の格子定数とオーステナイト中の炭素濃度との関係、例えば文默 (R.し. Ruhl and M. Cohen, Transact ion of the Metallurgical S ociety of AIME, vol 245 ( 1969 )pp241 )記載の

a o = 3.572+ 0.033 % C (炭素濃度）

を用いて得ることができる。

また、第二相がマルテンサイトならば第二相の炭素濃度は EPMA ( Electron Probe Micro Analyzer ：電子線マイク Pアナライザー) を用い、文献（電子線マイクロアナリシス：副島啓義著日刊ェ業新聞社出版）記載の検量線法により得られた値である。ただし、測定した第二相の粒は 5個以上であり、炭素濃度はその平均値とした。一方、上記方法に置き換わる簡易測定方法として、以下の方法にて第二相の炭素濃度を求めても良い。すなわち、鋼全体（体積分率最大の相と第二相）の炭素含有量（鋼全体での平均炭素濃度）とフェライトでの炭素濃度から、第二相の炭素濃度を算出する方法である。

鋼全体（体積分率最大の相と第二相）の炭素含有量は鋼成分の炭素量であり、フェライトでの炭素濃度は焼付硬化指数（以下 BH) より見積もることができる。ただし BH量（MPa) とは、 JIS5号引張試験片を用い、 2.0%の予ひずみを付与後、 170°Cで 20分の熱処理を施し、再度引張試験を行って得られる値で、熱処理前の 2.0%での流動応力と熱処理後の降伏点の差である。

複合組織鋼における BH量は、 2.0%程度の予ひずみでは硬質な第二相が塑性変形を起こさないと考えられることから、フェライト中の固用炭素量と相関があるとして差し支えない。

文献 Formable HSし A and Dual-Phase Steels (1977) , A. T. DAVEN PORT著、 131頁の Fig.4に、複合組織鋼の固溶炭素量と BH量の関係が示されている。この関係から複合組織鋼の BH量と固溶炭素量の関係は

Cs (固溶炭素量） =1.5Xl(T⁴exp (0.033XBH) - と近似することができる。従って第二相の炭素濃度は

Cm= 〔C (鋼中の炭素含有量） — Cs〕 /fM (第二相体積率）で見積もることができる。また、上記の式より見積もった第二相の炭素濃度と EPMAによって測定した炭素濃度は非常によい相関'を示している。

これらの鋼板について穴拡げ試験を行った結果を、第二相の体積分率 Vsを第二相の平均粒径 dmで除した値、および第二相の硬さの平均値 Hvs をフェライトの硬さの平均値 Hvf で除した値について整理したもの図 3に示す。

この結果より、第二相の体積分率を第二相の平均粒径で除した値、および第二相の硬さの平均値をフヱライトの硬さの平均値で除した値と、穴拡げ性には強い相関があり、第二相の体積分率を第二相の平均粒径で除した値、および第二相の硬さの平均値をフェライトの硬さの平均値で除した値が、それぞれ 3以上 12以下、且つ 1. 5以上 7以下で穴拡げ性が著しく向上することを知見した。

このメカニズムも必ずしも明らかではないが、第二相の体積分率を第二相の平均粒径で除した値（第二相粒の大きさ）が大きすぎるとミクロ組織の均一性が失われ、第二相の母相の界面にボイドが生じやすく、穴拡げの際にクラックの起点となり易くなり、小さすぎると穴拡げ率と相関がある局部延性が低下するため、最適な値において穴拡げ率が向上すると推測される。

また、第二相の硬さの平均値をフェライトの硬さの平均値で除した値（フェライトと第二相の強度差）が大きすぎると、第二相と母相の界面にボイドが生じやすく、穴拡げの際にクラックの起点となり、小さすぎる疲労き裂の停留に有効な第二相の効果が失われ、穴拡げ性と疲労特性の両立が困難になると考えられる。

続いて、本発明の化学成分の限定理由について説明する。成分含有量は質量。 /。である。

Cは、所望のミクロ組織を得るのに必要な元素である。ただし、 0. 3%超含有していると加工性及び溶接性が劣化するので、 0. 3 % 以下とする。また 0. 01 %未満である.と強度が低下するので、 0. 01 % 以上とする。

S iは、所望のミクロ組織を得るのに必要であると共に、固溶強化元素として強度上昇に有効である。所望の強度を得るためには 0. 01 %以上含有する必要がある。しかし 2 %超含有する 'と加工性が劣化する。そこで S iの含有量は 0. 01 %以上、 2 %以下とする。

Mnは、固溶強化元素として強度上昇に有効である。所望の強度を得るためには 0. 05%以上必要である。また、 3 %超添加するとスラプ割れを生ずるため、 3 %以下とする。 Pは不純物であり低いほど好ましく、 0.1 %超含有すると加工性や溶接性に悪影響を及ぼすと共に疲労特性も低下させるので、 0.1

%以下とする。

Sは、不純物であり低いほど好ましく、多すぎると穴拡げ性を劣化させる A系介在物を生成するので、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。

A1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 %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て伸びを劣化させるので、好ましくは 0.5%以下とする。

Cuは、固溶状態で疲労特性を改善する効果があるので、必要に応じ添加する。ただし、 0.2%未満ではその効果は少なく、 2 %を超えて含有しても効果が飽和する。そこで、 Cuの含有量は 0.2〜 2 % の範囲とする。

Bは、 Cuと複合添加することにより疲労限を上昇させる効果があるので、必要に応じ添加する。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、 0.002%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、 0.002%以下とする。

Niは、 Cu含有による熱間脆性防止のために必要に応じ添加する。ただし、 0.1%未満ではその効果が少なく、 1 %を超えて添加してもその効果が飽和するので、 0.1〜 1 %とする。

Caおよび REM は、破壌の起点となったり、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 0.0005%未満添加してもその効果がなく.、 Caならば 0.002% 超、 REM ならば 0.02%超添加してもその効果が飽和するので、 Ca ： 0.0005〜 0.002 %、 REM ： 0.0005〜 0.02%添加することが好ましいさらに、強度を付与するために、 Ti，'Nb， Mo, V, 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%、 0.01%、 0.05%、 0.02%、 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 0.5 %、 0.5%. 1 %、 0.2%、 1 %、 0.2%を超え添加しても、その効果は飽和する。

なお Snは、本発明の効果を得るためには特に定める必要はないが、熱間圧延時に疵が発生する恐れがあるので、 0.05%以下が望ましい

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錶込むことによ'つて得たスラブを、高温鏺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、加熱炉で再加熱した後に熱間圧延してもよレ、。再加熱温度については特に制限はないが、 1400°C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 1400°C未満が望ましい。また、 1000°C未満の加熱はスケジュール上操業効率を著しく損なうため、再加熱温度は 1000°C 以上が望ましい。

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 変態点温度以上 Ar3 変態点温度 + 100 °C以下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 Ar 3 変態点温度を切ると、ひずみが残留して延性が低下してしまい加ェ性が劣化し、仕上げ温度が Ar3 変態点温度 + 100 °C超では、仕上げ圧延後のオーステナイト粒径が大きくなつてしまうために、後の冷却工程において行う二相域でフライト変態の促進が不十分になり、目的とするミクロ組織が得られない。従って、仕上げ温度は Ar 3 変態点温度以上 Ar3 変態点温度 + 100 °C以下とする。

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) X流量 L (リットル Zcm² ) ≥0. 0025の条件を満たすことが好ましい。

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) = 5.64XPoX V X H²

ただし、

Po (MPa) ：液圧力

V (リツトノレ/ min) ：ノズノレ流液量

H (cm) ：鋼板表面とノズル間の距離

流量 Lは以下のように記述される。

L (リットル /cm² ) = V/ (W X V )

ただし、

V (リツトノレ Zmin) ：ノズノレ流液量

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) ：通饭速度

衝突圧 P X流量 Lの上限は、本発明の効果を得るためには特に定める必要はないが、ノズル流液量を増加させるとノズルの摩耗が激しくなる等の不都合が生じるため、 0.02以下とすることが好ましいさらに、仕上げ圧延後の鋼板の最大高さ Ryが 15μ m (15μ mRy, 12.5mm, 1η12.5mm) 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頁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。

仕上圧延を終了した後の工程は、まず Ar3 変態点から Arl 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 〜20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力 S、 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、 20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、第二相を主にマルテンサイトもしくは残留オーステナイトとする複合組織が得られない。

また、 1 〜 20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 Arl 変態点以上 800°C以下が望ましく、そのためには、仕上げ圧延終了後 20°C Z 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。さらに、 1 〜 20秒間の滞留時間は生産性を極端に低下させないためには、 1 〜10秒間とすることが好ましい。

次に、その温度域から卷取温度（CT) までは 20°C / s以上の冷却速度で冷却するが、 20°C / s未満の冷却速度では、パーライトもしくは炭化物を多く含むペイナイ卜が生成してしまい十分なマルテンサイトもしくは残留オーステナイトが得られず、目的とするフェライトを主相とし、マルテンサイトもしくは残留オーステナイトを第二相とするミクロ組織が得られない。

巻取温度までの冷却速度の上限は、特に定めることなく本発明の効果を得ることができるが、熱ひずみによる板そりが懸念されることから、 200°C / s 以下とすることが好ましい。

次に、卷取温度については、ミクロ組織がフェライトが主相で、第二相をマルテンサイトの複合組織とする鋼板を製造する場合においては 350°C以下とする。この理由は、卷取温度が 350°C超ではべィ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てマルテンサイトを第二相とするミクロ組織が得られないため、 350°C以下に限定する。また、卷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鲭による外観不良が懸念されるため、 50°C以上が望ましい。一方、前記ミク口組織がフヱライトを主相とし、第二相を体積分率で 5 %以上 25 %以下の残留オーステナイトとする複合組織とする鋼板を製造する場合においては 350°C超 450°C以下の卷取温度とする必要がある。この理由は、 450°C超の卷取温度では炭化物を多く含むペイナイトが生成して十分な残留オーステナイトが得られず、目的とするミクロ組織が得られないため 450°C以下とする必要があり、また、 350°C以下の卷取温度ではマルテンサイトが多量に生成して十分な残留オーステナイトが得られず、目的とするミクロ組織が得られないため 350°C超とする必要がある。

また、本発明においては高疲労強度の冷延鋼板とすることもできるが、この場合には酸洗後に行う冷間圧延の条件について厳密には規定する必要はないが、圧下率は 30 %〜 80 %とすることが好ましい。この理由は、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、一方、 80 %超では冷間圧延機に負荷がかかり過ぎるため 80 %以下とする。

最後に焼鈍工程は、連続焼鈍を前提としている。まず、加熱温度は Ac 1'点以上 Ac 3点以下の二相域で行う。ただし、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が析出していた場合、セメンタイトが再固溶するのに時間がかかりすぎ、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 濃度が低下し炭化物を多量に含むペ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るため 7 8 0 °C以上 8 5 0 °C以下で加熱するのが好ましい。また、保持時間であるが 15秒未満では、セメンタイトが完全に再固溶するのに不十分であり、 600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 15〜600 秒間とする。次に保持後の冷却速度であるが 20°C Z s 未満では、炭化物を多量に含むペイナイトもしくはパーライト変態のノーズにかかる恐れがあるため、 20°C / s以上の冷却速度とする。冷却完了温度は 350°C超では、目的としているミクロ組織が得られないので、 350 C以下の温度域まで冷却する。

更に、上記高疲労強度の第二相が残留オーステナイトである冷延鋼板の製造においては、ペイナイト変態を促進し、必要な量の残留オーステナイト相を安定化させる 350〜450 °Cの温度に保持するが、この保持温度については、 450°C超では残留したオーステナイトがパ—ライトに分解してしまう。また、 350°C未満では、微細な炭化物が析出してしまい目的とする量の残留オーステナイトが得られないため延性が劣化するので、べィナイト変態を促進し必要な量の残留オーステナイト相を安定化させる保持温度は 350°C超 450°C以下とする。さらに、その保持時間であるが、 15秒未満ではべイナィト変態の促進が不十分であり、不安定な残留オーステナイトは冷却終了時にマルテンサイトとなってしまい必要な量の安定化した残留オーステナイト相が得られない。また、 600秒超の保持は、ベイナィト変態を促進しすぎて必要な量の安定化した残留オーステナイト相を得られないばかりでなく、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。従って、ペイナイト変態を促進し必要な量の残留オーステナイト相を安定化させる保持時間は、 15秒以上 600秒以下とする。最後に冷却完了温度までの冷却速度は、 5 °C Z s未満では、ペイナイト変態を促進しすぎて必要な量の安定化した残留ォーステナイト相を得られない恐れがあるので、 5 °C / s以上とする実施例 1 .

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〜 Qの鋼は、転炉で溶製して連続铸造後、表 2に示す加熱温度（SRT) 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. 4mra の板厚に圧延した後、表 2に示す巻取温度（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。

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、 JI S Z 2201記載の 5号試験片に加工し、 JI S 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。ここで、フェライトおよび第二相の体積率とは、鋼板の圧延方向断面厚みの 1 Z 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におけるそれらの組織の面積分率で定義される。なお、フヱライト平均粒径の測定法は、 J I S G 0552鋼のフェライト結晶粒度試験法に記載の切断法に準じ、第二相の平均粒径については平均円相当径と定義し、画像処理装置等より得られる値を採用した。また、硬さ測定法は、 JI S Z 2244記載のビッカース硬さ試験方法に従って測定した。ただし、試験力は 0. 049〜 0. 098 N、保持時間は 15秒である。

また、第二相の炭素濃度は EPMA (El ec tron Probe Mi cro Analyze r ：電子線マイクロアナライザー）を用い、文献（「電子線マイク口アナリシス」、副島啓義著日刊工業新聞社出版）記載の検量線法により得られた値である。ただし、測定した第二相粒は 5個以上であり、炭素濃度はその平均値とした。

一方、一部の試料については、上述の簡易測定方法で第二相の炭素濃度を測定している。

さらに、図 4に示すような長さ 98mm、幅 38mm、最小断面部の幅が 20mra, 切り欠きの曲率半径が 30min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、 10 X 10⁷ 回での疲労限び Wを鋼板の引張り強さ _σ Bで除した値（疲労限度比 σ W/ σ Β ) で評価した。

ただし、疲労試験片の表面は研削など一切行わず酸洗ままの表面とした。

一方、パーリング加工性（穴拡げ性）については、日本鉄鋼連盟 JFS Τ 1001— 1996記載の穴拡げ試験方法に従って評価した。

本発明に沿うものは、鋼 A， B， C一 6， G , K， L , M， N , O， P , Qの 11鋼種であり、所定の量の鋼成分を含有し、そのミク口組織が、体積分率最大の相をフェライトとし、第二相を主にマルテンサイトとする複合組織であり、フェライト平均粒径が 2 μ m以上 20 // m以下、第二相の平均粒径をフェライト平均粒径で除した値が 0.05以上 0.8以下、且つ第二相の炭素濃度が 0.2%以上 2 ° /。以下であり、また、第二相の体積分率 Vsを第二相の平均粒径 dmで除した値が 3以上 12以下、且つ第二相の硬さの平均値 Hvs をフェライ卜の硬さの平均 Hvf で除した値が、 1.5以上 7以下であり、パーリング加工性に優れた複合組織鋼板が得られた。

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 C — 1は、仕上圧延終了温度（FT) が本発明の範囲より高く、フライト粒径（Df) 、第二相の大きさ（dm/Df) 、第二相炭素濃度（Cm) 、および第二相粒の大きさ（VsZdm) が本発明の範囲外であるので、十分な穴拡げ率（え）および疲労限度比 ( σ W/ σ Β ) が得られていない。

鋼 C一 2は、仕上圧延終了温度（FT) が本発明の範囲より低く、第二相の大きさ（dm/Df) 、フェライトおよび第二相の強度差（Hv s/Hvf) が本発明の範囲外であるので、十分な穴拡げ率（え）および疲労限度比（ σ λν/ σ Β ) が得られていない。さらに、ひずみが残留して延性（E1) も低下する。

鋼 C一 3は、滞留後の冷却速度（CR) が本発明の範囲より遅く、巻取温度（CT) も本発明の範囲より高い。従って、フェライト粒径, (Df) 、第二相の大きさ（dm/Df) 、第二相炭素濃度（Cm) および第二相粒の大きさ（VsZdm) が本発明の範囲外であるので、十分な穴拡げ率（え）および疲労限度比（ _σ ψ/ σ Β) が得られていない鋼 C— 4は、滞留温度（MT) が本発明の範囲より低く、第二相の大きさ（dinZDf) 、第二相炭素濃度（Cm) 、フェライトおよび第二相の強度差（Hvs/Hvf) が本発明の範囲外であるので、十分な穴拡げ率（ん）および疲労限度比（ σ λν/ σ Β) が得られていない。鋼 C一 5は、滞留時間（Time) がなく、第二相の大きさ（dm/Df ) 、第二相炭素濃度（Cm) 、フニライトおよび第二相の強度差（Hv s/Hvf) が本発明の範囲外であるので、十分な穴拡げ率（え）および疲労限度比（ aWZ a B) が得られていない。

鋼 Dは、 Cの含有量が本発明の範囲外であるので、目的とするミクロ組織が得られず、十分な強度（TS) および疲労限度比 ( σ W/ σ Β ) が得られていない。

鋼 Εは、 Siの含有量が本発明の範囲外であるので、十分な強度' ( TS) および疲労限度比（ _CT W/ a B) が得られていない。

鋼 Fは、 Mnの含有量が本発明の範囲外であり、フェライト粒径（ Df) 、第二相の大きさ (dm/Df) および第二相粒の大きさ（Vs/dm ) が本発明の範囲外であるので、十分な強度（TS) 、穴拡げ率（ λ ) および疲労限度比（ σ ΨΖ σ Β) が得られていない。鋼 Hは、 Sの含有量が本発明の範囲外であるので、十分な穴拡げ率（ λ) および疲労限度比（ a W/ o B) が得られていない。

鋼 I、 Pの含有量が本発明の範囲外であるので、十分な疲労限度比（。W/ a B) が得られていない。

鋼 J は、 Cの含有量が本発明の範囲外であるので、十分な伸び（ E1) 、穴拡げ率（ λ ) および疲労限度比（ σ ν/ σ Β) が得られていなレヽ。

化学組成（単位：質量％)

鋼 C Si n P S Al その他備.考

A 0.055 0.890 1.21 0.008 0.0006 0.032 本発明

B 0.047 1.640 1.21 0.007 0.0008 0.025 本発明

C 0.074 1.620 1.79 0.009 0.0009 0.026 本発明

D 0.003 0.120 0.24 0.080 0.0008 0.019 比較鋼

E 0.045 0.006 1.22 0. Oil 0.0011 0.030 比較鋼

F 0.055 0.780 0.03 0.012 0.0008 0.033 比較鋼

G 0.067 1.590 1.48 0.009 0.0007 0.032 Cu:l.18、 Ni :0.62、 B:0.0002 本発明

H 0.070 1.660 1.81 0.008 0.0300 0.028 比較鋼

I 0.071 1.610 1.81 0, 180 0.0010 0.025 比較鋼

J 0.250 0.880 1.11 0.080 0.0008 0.027 比較鋼

K 0.072 1.610 1.82 0.009 0.0011 0.030 Ca:0.0008 本発明

L 0.120 0.910 1.51 0.008 0.0013 0.038 Ti:0.08 本発明

M 0.081 1.881 1.60 0.007 0.0010 0.036 Nb:0.03 本発明

N 0.068 1.630 0.21 0.008 0, 0009 0.022 o:0.63 本発明

0 0.066 1.210 2.11 0.077 0.0009 0.023 V :0.07 本発明

P 0.051 0.263 1.33 0.009 0.0011 0.026 Cr:0.11 本発明

Q 0.038 0.880 1.31 0.010 0.0012 0.028 Zr:0.05、 REM:0.0006 本発明

表 2

* ：残留オース亍ナイトを含む括弧内はマルテンサイト分率

実施例 2.

以下に、実施例により本発明をさらに説明する。

表 3に示す化学成分を有する A〜Oの鋼は、転炉にて溶製して、連続铸造後、表 4に示す加熱温度（SRT) で再加熱し、粗圧延後に同じく表 4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 4に示す巻取温度（CT) でそれぞれ卷き取った。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 Zcm² の条件で高圧デスケーリングを行った。

表 3

注）アンダーラインは本発明外の条件

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 Z 2241記載の試験方法に従って行った。表 4にその試験結果を示す。表 4中、ミクロ組織の「その他」はパーライトまたはマルテンサイトであった。ここで、残留オーステナイト、フェライト、べィ.ナイト、パーライト及びマルテンサイトの体積分率とは鋼板板幅の 1 Z 4Wもしくは 3 / 4 W位置より切出した試料を圧延方向断面に研磨し、ナイタール試薬および特開平 5 — 163590号公報で開示されている試薬を用いてェッチングし、光学顕微鏡を用い 200〜500 倍の倍率で観察された板厚の 1 / 4 t におけるミクロ組織の面積分率である。ただし、一部は前述の X線回折法にて得られた値も含まれている。. なお、残留ォーステナイト平均粒径については平均円相当径と定義し、画像処理装置等より得られる値を採用した。また、硬さ測定法は J I S Z 2244記載のビッカース硬さ試験一試験方法に従って測定した。ただし、試験力は 0. 049〜 0. 098 N、保持時間は 15秒である。

さらに、図 4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、 10 X 10⁷ 回での疲労限 _{σ ΐϊ} を鋼板の引張り強さ σ _Β で除した値（疲労限度比 σ ,_ν Ζ σ _Β ) で評価した。ただし、疲労試験片の表面は研削など一切行わず酸洗ままの表面とした。

一方、パーリング加工性（穴拡げ性）については日本鉄鋼連盟規格 JFS Τ 1001— 1996記載の穴拡げ試験方法に従って穴拡げ値にて評価した。

表 4

注）アンダーラインは本発明外の条件

W 本発明に沿うものは、鋼 A— l， E , I , J， K , L , Μ， Ν， Οの 9鋼であり、所定の量の鋼成分を含有し、そのミクロ組織が、体積分率 5 %以上 25%以下の残留オーステナイトを含み、残部が主にフェライト及びべィナイトからなる複合組織であり、残留ォ一ステナイトの体積分率をその平均粒径で除した値が 3以上 12以下且つ、残留オーステナイ卜の硬さの平均値をフェライトの硬さの平均値で除した値が 1.5以上 7以下であることを特徴とする、パーリング加工性に優れる加工誘起変態型複合組織鋼板が得られている。

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、鋼 Α— 2は、仕上圧延終了温度（FT) が本発明の範囲より低い。従って、ひずみが残留して強度一延性パランス（TSXE1) が低く、穴拡げ値（え）も低い。鋼 A— 3は、仕上圧延終了温度（FT ) が本発明の範囲より高く、目的とするミクロ組織が得られていないため強度—延性パランス（TSXE1) が低く、疲労限度比（。_w Z σ Β ) も低い。鋼 Α_ 4は、滞留温度（ΜΤ) が本発明の範囲より低く、目的とするミクロ組織が得られていないため強度一延性パランス（TSXE1) が低く、疲労限度比（ σ、, / σ_Β ) も低い。

鋼 Α— 5は、滞留温度（MT) が本発明の範囲より高く、目的とするミクロ組織が得られていないため強度一延性バランス（TS X E1) が低く、疲労限度比（ _{ff )Y} Z CTB ) も低い。鋼 A— 6は、滞留時間 (MT) がなく、目的とするミクロ組織が得られていないため強度一延性バランス（TSXE1) が低く、疲労限度比（ σ、？ / σ_Β ) も低い。また十分な穴拡げ値（ λ ) も得られていない。鋼 Α— 7は、滞留後の冷却速度（CR) が本発明の範囲より遅く、目的とするミクロ組織が得られていないため強度—延性パランス（TSXE1) が低く、疲労限度比（ σ„ / σ_Β ) も低い。また十分な穴拡げ値（ λ) も得られていない。鋼 Α— 8は、卷取温度（CT) が本発明の範囲より高く、目的とするミク口組織が得られていないため強度一延性パランス

(TSXE1) が低い。鋼 A— 9は、卷取温度（CT) が本発明の範囲より低く、目的とするミクロ組織が得られていないため強度一延性バランス（TSXE1) が低い。

鋼 Bは、 Cの含有量が本発明の範囲外であるので、目的とするミクロ組織が得られず十分な強度（TS) および疲労限度比（ _{CT w} Ζ σ

Β ) が得られていない。鋼 Cは、 Siの含有量が本発明の範囲外であるので十分な強度（TS) および疲労限度比 ( / σ _Β ) が得られていない。鋼 Dは、 Μηの含有量が本発明の範囲外であり、目的とするミクロ組織が得られていないため強度一延性パランス（TSXE1) が低く、疲労限度比（ a _w / σ Β ) も低い。鋼 Fは、 Ρの含有量が本発明の範囲外であるので十分な疲労限度比（ _{σ ϊϊ} / _{σ ΰ} ) が得られていない。鋼 Gは、 Sの含有量が本発明の範囲外であるので十分な穴拡げ値（ L ) および疲労限度比（ _{σ )ν} / σ Β ) が得られていなレ、。鋼 Ηは、 Cの含有量が本発明の範囲外であるので十分な伸び（ E1) 、穴拡げ値（え）および疲労限度比（ o _w / σ _Β ) が得られていない。

産業上の利用可能性

以上詳述したように、本発明は、パーリング加工性に優れた引張強度 540MPa以上の複合組織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、疲労特性を十分に確保しつつバーリング加工性（穴拡げ性）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。

Claims

求の範囲

1. 質量。/。で、

C ： 0.01〜0.3 %、

Si ： 0.01〜 2 %、

Mn ： 0.05〜 3 %、

P ： ≤ 0.1 %、

S ： ≤ 0.01%、

A1 ： 0.005 〜 1 %、

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、第二相をマルテンサイトとする複合組織からなり、フヱライト平均粒径が 2 μ m以上 20 μ m以下、第二相の平均粒径をフェライト平均粒径で除した値が 0.05以上 0.8 以下、かつ、第二相の炭素濃度が 0.2%以上 3 %以下であることを特徴とするパーリング加工性に優れる高疲労強度鋼板。

2. 質量％で、

C ： 0.01〜0.3 %、

Si ： 0.01〜 2 %、

Mn ： 0.05〜 3 %、

P ： ≤ 0.1 %、

S ： ≤ 0.01%、

A1 ： 0.005 〜 1 %、

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、フヱライトを主相とし、第二相をマルテンサイトとする複合組織からなり、第二相の体積分率をその平均粒径で除した値が 3以上 12以下、かつ、第二相の硬さの平均値をフェライトの硬さの平均値で除した値が 1.5 以上 7以下であることを特徴とするバ一リング加工性に優れる高疲労強度鋼板。

3 . さらに、質量⁰ /。で、 Cu： 0. 2〜2 %を含有し、そのフェライト相における Cuの存在状態としては、 Cu単独で構成される粒子の大きさが 2 ηιη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請求項 1または請求項 2に記載のパーリング加工性に優れる高疲労強度鋼板。

4 . さらに、質量％で、 B ： 0. 0002〜0· 002 %を含有することを特徴とする請求項 1ないし請求項 4のいずれか 1項に記載のパーリング加工性に優れる高疲労強度鋼板。

5 . さらに、質量％で、 Ni ： 0. 1〜 1 %を含有することを特徴とする請求項 1ないし請求項 4のいずれか 1項に記載のパーリング加ェ性に優れる高疲労強度鋼板。

6 . さらに、質量％で、

Ca： 0. 0005〜0. 002 %、

REM ： 0. 0005〜0. 02%

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ないし請求項 5のいずれか 1項に記載のパーリング加工性に優れる高疲労強度鋼板。

7 . さらに、質量％で、

Ti： 0. 05〜0. 5 %、

Nb： 0. 01〜0. 5 %、

Mo： 0. 05〜 1 %、

V ： 0. 02〜0. 2 %、

Cr： 0. 01〜 1 %、

Zr： 0. 02〜 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 6のいずれか 1項に記載のパーリング加工性に優れる高疲労強度鋼板。

8 . 前記ミクロ組織が、フェライトを主相とし、第二相を体積分率で 5 %以上 25 %以下の残留オーステナイトとする複合組織であることを特徴とする請求項 1ないし請求項 7のいずれか 1項に記載のパ一リング加工性に優れる高疲労強度鋼板。

9 . 前記成分を含む鋼片の熱間圧延に際し、 Ar₃ 変態点温度以上 Ar₃ 変態点温度 + 100 °C以下で熱間仕上圧延を終了した後、 Α_{Γ ι} 変態点温度以上 Ar₃ 変態点温度以下の温度域で 1 〜20秒間滞留し、その後、 20°C / s以上の冷却速度で冷却して、 350°C以下の温度範囲の卷取温度で卷き取ることを特徴とする請求項 1ないし請求項 7のいずれか 1項に記載のパーリング加工性に優れる高疲労強度鋼板の製造方法。 '

10. 前記成分を含む鋼片の熱間圧延に際し、粗圧延終了後、高圧デスケーリングを行ない、 Ar₃ 変態点温度以上 Ar₃ 変態点温度 + 10 0 °C以下で熱間仕上圧延を終了した後、 Α_{Γ ι} 変態点温度以上 Ar₃ 変態点温度以下の温度域で 1 〜20秒間滞留し、その後、 20°C Z s以上の冷却速度で冷却して、 350°C以下の温度範囲の卷取温度で卷き取ることを特徴とする請求項 1ないし請求項 7のいずれか 1項に記载のパーリング加工性に優れる高疲労強度鋼板の製造方法。

11. 前記成分を有する鋼を Ar₃ 変態点温度以上で熱間圧延を終了し、続く酸洗、冷間圧延た後、 A_{C l} 変態点温度以上 Ac₃ 変態点温度以下の温度域で 30〜； 150 秒間保持し、その後、 20°C / s以上の冷却速度で 350°C以下の温度域まで冷却することを特徴とする請求項 1 ないし請求項 7のいずれか 1項に記載のバーリング加工性に優れる高疲労強度鋼板の製造方法。

12. 前記成分を含む鋼片の熱間圧延に際し、 Ar₃ 変態点温度以上 Ar₃ 変態点温度 + 100 °C以下で熱間仕上圧延を終了した後、 Α_{Γ ι} 変態点温度以上 Ar₃ 変態点温度以下の温度域で 1〜20秒間滞留し、その後、 20°C Z s以上の冷却速度で冷却して、 350 超 450°C以下の温度範囲の巻取温度で卷き取ることを特徴とする請求項 1ないし請求項 7のいずれか 1項に記载のパーリング加工性に優れる高疲労強度鋼板の製造方法。

13. 前記成分を含む鋼片の熱間圧延に際し、粗圧延終了後、高圧デスケーリングを行ない、 Ar₃ 変態点温度以上 Ar₃ 変態点温度 + 10 0 °C以下で熱間仕上圧延を終了した後、 Α_{Γ ι} 変態点温度以上 Ar₃ 変態点温度以下の温度域で 1 〜20秒間滞留し、その後、 20°C Z s以上の冷却速度で冷却して、 350 超 450°C以下の温度範囲の卷取温度で卷き取ることを特徴とする請求項 1ないし請求項 7のいずれか 1項に記載のバ一リング加工性に優れる髙疲労強度鋼板の製造方法。

14. 前記成分を含む鋼片を Ar₃ 変態点温度以上で熱間圧延を終了し、続く酸洗、冷間圧延した後、 A_{C l} 変態点温度以上 Ac₃ 変態点温度以下の温度域で 30〜： 150 秒間保持し、その後、 20°C Z s以上の冷却速度で冷却して後、 350°C超 450°C以下の温度'域に 15〜600 秒間保持し、 5 °C以上の冷却速度で 15CTC以下の温度域まで冷却することを特徴とする請求項 1ないし請求項 7のいずれか 1項に記載のパーリング加工性に優れる高疲労強度鋼板の製造方法。