JP2000309848A

JP2000309848A - 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

Publication number: JP2000309848A
Application number: JP11112853A
Authority: JP
Inventors: Tatsuo Yokoi; 龍雄横井; Hiroyuki Tanahashi; 浩之棚橋; Manabu Takahashi; 学高橋
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1999-04-20
Filing date: 1999-04-20
Publication date: 2000-11-07
Anticipated expiration: 2019-04-20
Also published as: JP3771747B2

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を含むフェライトを
主相とし、マルテンサイトおよびベイナイトを第二相と
する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秒間滞留し、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

【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
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。

【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
４５号公報、特開平３−２６４６４６号公報、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。

【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。

【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。

【０００７】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。
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８−６０２４０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、ミクロ組織に多量のベイナイトやパーライトが
生成し、十分なマルテンサイトを得られず低降伏比でな
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。

【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、マルテンサイトおよびベイナイトを
第二相とする複合組織を有し、フェライト相におけるＣ
ｕ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
およびベイナイトであるが、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。

【００１０】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ベイナイトからなり、一部残留オー
ステナイト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２ｎ
ｍ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。

【００１１】このメカニズムは必ずしも明らかではない
が、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析出物はフェライトにおい
て繰返し荷重下での交差すべりを抑制し、繰返し荷重に
よる表面のすべりステップの形態を粗で深い状態から密
で浅い状態に変化させ、そこでの応力集中が緩和される
ために疲労き裂の発生抵抗を向上させると推測される。
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。

【００１２】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、マルテンサイトおよびベイナイト
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。

【００１３】なお、引張試験による機械的性質について
は、ＪＩＳＺ２２０１記載の５号試験片にて、ＪＩ
ＳＺ２２４１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。

【００１４】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（ＥｎｅｒｇｙＤｉｓｐｅｒｓｉｖｅＸ−ｒａｙ
Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｅ：ＥＤＳ）や電子エネルギ
ー損失分光（ＥｌｅｃｔｒｏｎＥｎｅｒｇｙＬｏｓ
ｓＳｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｅ：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（ＦｉｅｌｄＥｍｉｓｓｉｏｎＧｕｎ：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。

【００１５】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、マルテンサイトおよびベイナイトを第二相
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。

【００１６】（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。（４）前記鋼が、さらに、質量％にて、Ｍｏ：０．０５
〜１．０％、Ｖ：０．０２〜０．２％、Ｔｉ：０．０１
〜０．２％、Ｎｂ：０．０１〜０．１％、Ｃｒ：０．０
１〜１．０％、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）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）前記（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秒間滞留
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り、ミクロ組織が、フェ
ライトを主相とし、マルテンサイトおよびベイナイトを
第二相とする複合組織であり、フェライト相におけるＣ
ｕ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鋼
板を得ることを特徴とする疲労特性に優れた加工用熱延
鋼板の製造方法。（６）前記熱間圧延に際し、粗圧延終了後、高圧デスケ
ーリングを行ない、Ａｒ ₃変態点以上で熱間仕上圧延を
終了することを特徴とする前記（５）記載の疲労特性に
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
イトおよびベイナ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％以上でかつベイナイトおよび残留オーステナイ
トの体積分率の合計が４０％以下が好ましい。また、７
０％以下の低降伏比を得るために、さらに好ましくは２
５％以下である。ここで、フェライト、ベイナイトおよ
び残留オーステナイトの体積率とは鋼板の圧延方向断面
厚みの１／４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のそれらの組織の面積分率で
定義される。

【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
には向上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およ
びベイナ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
サイトおよびベイナイトを得るために、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。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。

【００２２】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。Ｃ
ｕ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。

【００２３】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。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。

【００２４】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、Ｒ
ＥＭ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。さらに、強度を付与するために、Ｍ
ｏ、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、１．０
％、０．２％、０．２％、０．１％、１．０％、０．２
％を超え添加してもその効果は飽和する。

【００２５】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た後に熱
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。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。

【００２６】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（ＭＰ
ａ）×流量Ｌ（リットル／ｃｍ²）≧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．７７Ｎｏ．９ｐ１４５０参照）Ｐ（ＭＰａ）＝５．６４×Ｐ₀×Ｖ／Ｈ₂ ただし、Ｐ₀（ＭＰａ）：液圧力Ｖ（リットル／ｍｉｎ）：ノズル流液量Ｈ（ｃｍ）：鋼板表面とノズル間の距離

【００２７】流量Ｌは以下のように記述される。Ｌ（リットル／ｃｍ²）＝Ｖ／（Ｗ×ｖ）ただし、Ｖ（リットル／ｍｉｎ）：ノズル流液量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）：通板速度

【００２８】さらに、仕上げ圧延後の鋼板の最大高さＲ
ｙが１５μｍ（１５μｍＲｙ，ｌ２．５ｍｍ，ｌｎ１
２．５ｍｍ）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ページ
に記載されている通り熱延または酸洗のままの鋼板の疲
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。

【００２９】仕上圧延を終了した後の工程は、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。一
方、１０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、マルテンサイトおよびベイナイト
を第二相とするミクロ組織が得られない。また、１〜１
０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Ａｒ₁変態点以上８００℃以下が望まし
く、そのためには、仕上げ圧延終了後２０℃／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。

【００３０】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多量のベイ
ナイトが生成してしまい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、マルテンサイトお
よびベイナイトを第二相とするミクロ組織が得られな
い。巻取温度が３５０℃超では、多量のベイナイトが生
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、マルテンサイトおよびベイナイトを
第二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、３５
０℃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、５０℃以上が
望ましい。

【００３１】

【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、粗圧延後に同じく表２に示す仕上げ圧
延温度（ＦＴ）で１．２〜５．４ｍｍの板厚に圧延した
後、表２に示す時間で滞留後、表２に示す冷却速度（Ｃ
Ｒ）で冷却し巻取温度（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高圧デスケーリングを行
った。ただし、表中の化学組成についての表示は質量％
である。

【００３２】

【表１】

【００３３】

【表２】

【００３４】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、ＪＩＳＺ２２０１記載の５号試
験片に加工し、ＪＩＳＺ２２４１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。鋼板圧延方
向断面厚みの１／４厚を光学顕微鏡で２００〜５００倍
で観察した組織の体積率を合わせて表２に示す。さら
に、図３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、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。

【００３５】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。

【００３６】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。

【００３７】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目的と
する第二相のマルテンサイトを十分に得られない。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。鋼Ａ−５は、滞留後の冷却速度（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を主相とし、マルテンサイトおよ
びベイナイトを第二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。

【００３８】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、Ｃ
ｕ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。
鋼Ｊ−３および鋼Ｌ−１は、仕上圧延後の滞留時間が本
発明の範囲外であるので目的とするフェライトを主相と
し、マルテンサイトおよびベイナイトを第二相とするミ
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。

【００３９】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。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を主相とし、マルテンサイ
トおよびベイナイトを第二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、Ｍ
ｎ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。

【００４０】

【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。

【図面の簡単な説明】

【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。

【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。

【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)発明者高橋学千葉県富津市新富20−１新日本製鐵株式会社技術開発本部内Ｆターム(参考） 4K037 EA01 EA02 EA05 EA06 EA09 EA11 EA13 EA15 EA16 EA17 EA19 EA20 EA23 EA25 EA27 EA28 EA31 EA32 EA35 EA36 EB11 FA02 FA03 FC03 FC07 FD03 FD04 FD08 FE01 FE06

Claims

【特許請求の範囲】

【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、マルテンサイトおよびベ
イナ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】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に記載の疲労特
性に優れた加工用熱延鋼板。
【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】前記鋼が、さらに、質量％にて、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｖ：０．０２〜０．２％、Ｔｉ：０．０１〜０．２％、Ｎｂ：０．０１〜０．１％、Ｃｒ：０．０１〜１．０％、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秒間滞留し、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り、ミクロ組織が、フェライト
を主相とし、マルテンサイトおよびベイナイトを第二相
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鋼板を得
ることを特徴とする疲労特性に優れた加工用熱延鋼板の
製造方法。
【請求項６】前記熱間圧延に際し、粗圧延終了後、高
圧デスケーリングを行ない、Ａｒ₃変態点以上で熱間仕
上圧延を終了することを特徴とする請求項５記載の疲労
特性に優れた加工用熱延鋼板の製造方法。