JP2001200339A - バーリング加工性と疲労特性に優れた熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
バーリング加工性と疲労特性に優れた熱延鋼板およびその製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 疲労特性に優れたバーリング加工性熱延鋼板
およびその製造方法を提供する。 【解決手段】 Ｃ：０．０１〜０．１％、Ｔｉ：０．０
５〜０．５％かつＴｉ−４８／１２Ｃ−４８／１４Ｎ−
４８／３２Ｓ≧０％、Ｃｕ：０．２〜１．２％を含む鋼
板であり、鋼中の粒子で５ｎｍ以上のＴｉを含む析出物
の平均サイズが１０1 〜１０3 ｎｍで、最小析出間隔が
１０1 ｎｍ超１０4 ｎｍ以下であることを特徴とするバ
ーリング加工性と疲労特性に優れた熱延鋼板。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、３５０℃〜７５０℃の温度域まで冷却し
て、巻き取ることを特徴とする上記鋼板の製造方法。
およびその製造方法を提供する。 【解決手段】 Ｃ：０．０１〜０．１％、Ｔｉ：０．０
５〜０．５％かつＴｉ−４８／１２Ｃ−４８／１４Ｎ−
４８／３２Ｓ≧０％、Ｃｕ：０．２〜１．２％を含む鋼
板であり、鋼中の粒子で５ｎｍ以上のＴｉを含む析出物
の平均サイズが１０1 〜１０3 ｎｍで、最小析出間隔が
１０1 ｎｍ超１０4 ｎｍ以下であることを特徴とするバ
ーリング加工性と疲労特性に優れた熱延鋼板。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、３５０℃〜７５０℃の温度域まで冷却し
て、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、バーリング加工性
と疲労特性に優れた引張強度６４０ＭＰａ以上の熱延鋼
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（バ
ーリング加工性）と疲労特性に優れた熱延鋼板およびそ
の製造方法に関するものである。
と疲労特性に優れた引張強度６４０ＭＰａ以上の熱延鋼
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（バ
ーリング加工性）と疲労特性に優れた熱延鋼板およびそ
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。
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。
【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。鉄鋼材料においても
例外ではなく、これまでに高強度と高延性の両立の試み
がなされてきた。一方、自動車のロードホイール等足廻
り部品に使用される材料には、これらの特性に加えて穴
拡げ性（バーリング加工性）および疲労耐久性が求めら
れている。しかし、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、高強度化は切り欠き感受性
の上昇をも招くため、応力集中部位での疲労耐久性が期
待したほどには向上しない。従って、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、その穴拡げ性だけでなく、疲労耐久性も重要な
検討課題となる。
して加工性（成形性）が悪くなる。鉄鋼材料においても
例外ではなく、これまでに高強度と高延性の両立の試み
がなされてきた。一方、自動車のロードホイール等足廻
り部品に使用される材料には、これらの特性に加えて穴
拡げ性（バーリング加工性）および疲労耐久性が求めら
れている。しかし、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、高強度化は切り欠き感受性
の上昇をも招くため、応力集中部位での疲労耐久性が期
待したほどには向上しない。従って、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、その穴拡げ性だけでなく、疲労耐久性も重要な
検討課題となる。
【０００４】穴拡げ性（伸びフランジ性またはバーリン
グ加工性）に優れた高強度熱延鋼板として、例えば特開
平６−２００３５１号公報には、伸びフランジ性の優れ
た高強度熱延鋼板を、Ｔｉ，Ｎｂを添加することにより
第二相を低減し、主相であるポリゴナルフェライト中に
ＴｉＣ，ＮｂＣを析出強化させることによって得る発明
が開示されている。また特開平７−０１１３８２号公報
には、Ｔｉ，Ｎｂを添加することにより第二相を低減
し、ミクロ組織をアシキュラーフェライトとしＴｉＣ，
ＮｂＣで析出強化することによって、伸びフランジ性の
優れた高強度熱延鋼板を得る発明が開示されている。
グ加工性）に優れた高強度熱延鋼板として、例えば特開
平６−２００３５１号公報には、伸びフランジ性の優れ
た高強度熱延鋼板を、Ｔｉ，Ｎｂを添加することにより
第二相を低減し、主相であるポリゴナルフェライト中に
ＴｉＣ，ＮｂＣを析出強化させることによって得る発明
が開示されている。また特開平７−０１１３８２号公報
には、Ｔｉ，Ｎｂを添加することにより第二相を低減
し、ミクロ組織をアシキュラーフェライトとしＴｉＣ，
ＮｂＣで析出強化することによって、伸びフランジ性の
優れた高強度熱延鋼板を得る発明が開示されている。
【０００５】また特開平７−７０６９６号公報には、Ｔ
ｉ，ＮｂをＣ当量以上添加しミクロ組織をフェライト単
相にすると共にＣｕを添加し、ＴｉＣ，ＮｂＣと共にε
−Ｃｕを析出させることにより、高強度化した伸びフラ
ンジ加工性の優れた高強度熱延鋼板を得る発明が開示さ
れている。さらに特開平８−１５７９５７号公報には、
Ｔｉ，ＮｂをＣ当量以上添加しミクロ組織をフェライト
単相にすると共に、Ｎｉ／Ｃｕの値を規定してフェライ
トをポリゴナルからベイニティックに変化させて、伸び
フランジ性を向上させた伸びフランジ性の優れた高強度
熱延鋼板を得る発明が開示されている。
ｉ，ＮｂをＣ当量以上添加しミクロ組織をフェライト単
相にすると共にＣｕを添加し、ＴｉＣ，ＮｂＣと共にε
−Ｃｕを析出させることにより、高強度化した伸びフラ
ンジ加工性の優れた高強度熱延鋼板を得る発明が開示さ
れている。さらに特開平８−１５７９５７号公報には、
Ｔｉ，ＮｂをＣ当量以上添加しミクロ組織をフェライト
単相にすると共に、Ｎｉ／Ｃｕの値を規定してフェライ
トをポリゴナルからベイニティックに変化させて、伸び
フランジ性を向上させた伸びフランジ性の優れた高強度
熱延鋼板を得る発明が開示されている。
【０００６】一方、疲労特性に優れた高強度高強度熱延
鋼板として、例えば特開平３−８２７０８号公報に、疲
労特性の優れた強加工用高強度熱間圧延鋼板を、極低Ｃ
化によりセメンタイト等の第二相組織を極力低減し、Ｐ
およびＣｕの複合添加により高い強度と優れた疲労特性
を得る発明が開示されている。また特開平６−２８７６
８５号公報には、Ｔｉを添加することにより第二相を低
減しフェライト中の固溶Ｃを減らすと共に、ＴｉＣ等の
析出強化により７０ｋｇｆ／ｍｍ2 （６８６．４７ＭＰ
ａ）以上の強度を得ることに加えて、Ｃｕを添加するこ
とで疲労特性を向上させた、伸びフランジ性及び疲労特
性の優れた高強度熱延鋼板を得る発明が開示されてい
る。
鋼板として、例えば特開平３−８２７０８号公報に、疲
労特性の優れた強加工用高強度熱間圧延鋼板を、極低Ｃ
化によりセメンタイト等の第二相組織を極力低減し、Ｐ
およびＣｕの複合添加により高い強度と優れた疲労特性
を得る発明が開示されている。また特開平６−２８７６
８５号公報には、Ｔｉを添加することにより第二相を低
減しフェライト中の固溶Ｃを減らすと共に、ＴｉＣ等の
析出強化により７０ｋｇｆ／ｍｍ2 （６８６．４７ＭＰ
ａ）以上の強度を得ることに加えて、Ｃｕを添加するこ
とで疲労特性を向上させた、伸びフランジ性及び疲労特
性の優れた高強度熱延鋼板を得る発明が開示されてい
る。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、ロード
ホイールのディスク等一部の部品用鋼板においては、バ
ーリング加工性等の加工性と共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。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、
上記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６−２００３５１号公報に記載の発
明では、高い伸びフランジ性を得るために面積率で８５
％以上のポリゴナルフェライトが必須であるが、８５％
以上のポリゴナルフェライトを得るためには、熱間圧延
後にフェライト粒の成長を促進するため長時間の保持が
必要であり、操業コスト上好ましくない。
ホイールのディスク等一部の部品用鋼板においては、バ
ーリング加工性等の加工性と共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。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、
上記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６−２００３５１号公報に記載の発
明では、高い伸びフランジ性を得るために面積率で８５
％以上のポリゴナルフェライトが必須であるが、８５％
以上のポリゴナルフェライトを得るためには、熱間圧延
後にフェライト粒の成長を促進するため長時間の保持が
必要であり、操業コスト上好ましくない。
【０００８】また、上記特開平７−０１１３８２号公報
に記載の発明では、転位密度が高いミクロ組織と微細な
ＴｉＣ及び／又はＮｂＣの析出によって８０ｋｇｆ／ｍ
ｍ2（７８４．５３ＭＰａ）で１７％程度の延性しかな
く、成形性が不十分である。また、上記特開平７−０７
０６９６号公報に記載の発明では、フェライト相にε−
Ｃｕを析出させているため延性が低下して加工性が悪く
なる可能性がある。また、上記特開平８−１５７９５７
号公報に記載の発明では、転位密度が高いミクロ組織と
微細なＴｉＣ及び／又はＮｂＣの析出によって８０ｋｇ
ｆ／ｍｍ2（７８４．５３ＭＰａ）で２０％程度の延性
しかなく、成形性が不十分である。
に記載の発明では、転位密度が高いミクロ組織と微細な
ＴｉＣ及び／又はＮｂＣの析出によって８０ｋｇｆ／ｍ
ｍ2（７８４．５３ＭＰａ）で１７％程度の延性しかな
く、成形性が不十分である。また、上記特開平７−０７
０６９６号公報に記載の発明では、フェライト相にε−
Ｃｕを析出させているため延性が低下して加工性が悪く
なる可能性がある。また、上記特開平８−１５７９５７
号公報に記載の発明では、転位密度が高いミクロ組織と
微細なＴｉＣ及び／又はＮｂＣの析出によって８０ｋｇ
ｆ／ｍｍ2（７８４．５３ＭＰａ）で２０％程度の延性
しかなく、成形性が不十分である。
【０００９】さらに、これらの発明は疲労特性について
は何ら言及していない。一方、疲労特性にも言及した発
明として、上記特開平３−８２７０８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
０．０４〜０．１０％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。さらに同公報に
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。さらに、上記特開平６−２８７
６８５号公報に記載の発明では、疲労特性向上のために
主にＣｕの析出強化を利用しているが、Ｃｕの析出強化
は静的強度ほど疲労強度を向上させないので、疲労限度
比を低下させてしまうという問題点がある。
は何ら言及していない。一方、疲労特性にも言及した発
明として、上記特開平３−８２７０８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
０．０４〜０．１０％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。さらに同公報に
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。さらに、上記特開平６−２８７
６８５号公報に記載の発明では、疲労特性向上のために
主にＣｕの析出強化を利用しているが、Ｃｕの析出強化
は静的強度ほど疲労強度を向上させないので、疲労限度
比を低下させてしまうという問題点がある。
【００１０】そこで本発明は、上記従来技術の課題を有
利に解決できる、バーリング加工性と疲労特性に優れた
引張強度６４０ＭＰａ以上の熱延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。
利に解決できる、バーリング加工性と疲労特性に優れた
引張強度６４０ＭＰａ以上の熱延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。
【００１１】
【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、熱延鋼板のバ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、鋼中の粒子で５
ｎｍ以上のＴｉを含む析出物の平均サイズが１０1 〜１
０3 ｎｍで、最小析出間隔が１０1 ｎｍ超１０4 ｎｍ以
下であることがバーリング加工性向上に非常に有効であ
り、かつ延性も損なわないことを見出し、さらに、上記
のような析出物を得るために施す製造条件において、疲
労特性を向上させるのに有効なＣｕの含有範囲がＣｕ：
０．２〜１．２％であることを新たに見出し、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、熱延鋼板のバ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、鋼中の粒子で５
ｎｍ以上のＴｉを含む析出物の平均サイズが１０1 〜１
０3 ｎｍで、最小析出間隔が１０1 ｎｍ超１０4 ｎｍ以
下であることがバーリング加工性向上に非常に有効であ
り、かつ延性も損なわないことを見出し、さらに、上記
のような析出物を得るために施す製造条件において、疲
労特性を向上させるのに有効なＣｕの含有範囲がＣｕ：
０．２〜１．２％であることを新たに見出し、本発明を
なしたものである。
【００１２】即ち、本発明の要旨は以下の通りである。 （１）質量％にて、 Ｃ ：０．０１〜０．１％、 Ｓ ≦０．０３％、 Ｎ ≦０．００５％、 Ｔｉ：０．０５〜０．５％、 Ｃｕ：０．２〜１．２％を含み、さらに Ｔｉ−４８／１２Ｃ−４８／１４Ｎ−４８／３２Ｓ≧０．０５％ を満たす範囲でＴｉを含有し、残部がＦｅ及び不可避的
不純物からなる鋼であって、鋼中の粒子で５ｎｍ以上の
Ｔｉを含む析出物の平均サイズが１０1 〜１０3ｎｍ
で、最小析出間隔が１０1 ｎｍ超１０4 ｎｍ以下である
ことを特徴とするバーリング加工性と疲労特性に優れた
熱延鋼板。 （２）質量％にて、 Ｃ ：０．０１〜０．１％、 Ｓ ≦０．０３％、 Ａｌ：０．００５〜１．０％、 Ｎ ≦０．００５％、 Ｔｉ：０．０５〜０．５％、 Ｎｂ：０．０１〜０．５％、 Ｃｕ：０．２〜１．２％を含み、さらに Ｔｉ＋４８／９３Ｎｂ−４８／１２Ｃ−４８／１４Ｎ−４８／３２Ｓ ≧０．０５％ を満たす範囲でＴｉとＮｂを含有し、残部がＦｅ及び不
可避的不純物からなる鋼であって、鋼中の粒子で５ｎｍ
以上のＴｉ，Ｎｂのいずれか又は双方を含む析出物の平
均サイズが１０1 〜１０3 ｎｍで、最小析出間隔が１０
1 ｎｍ超１０4 ｎｍ以下であることを特徴とするバーリ
ング加工性と疲労特性に優れた熱延鋼板。 （３）質量％にて、 Ｃ ：０．０１〜０．１％、 Ｓｉ：０．０１〜２％、 Ｍｎ：０．０５〜２％、 Ｐ ≦０．１％、 Ｓ ≦０．０３％、 Ａｌ：０．００５〜１．０％、 Ｎ ≦０．００５％、 Ｔｉ：０．０５〜０．５％、 Ｃｕ：０．２〜１．２％を含み、さらに Ｔｉ−４８／１２Ｃ−４８／１４Ｎ−４８／３２Ｓ≧０．０５％ を満たす範囲でＴｉを含有し、残部がＦｅ及び不可避的
不純物からなる鋼であって、鋼中の粒子で５ｎｍ以上の
Ｔｉを含む析出物の平均サイズが１０1 〜１０3ｎｍ
で、最小析出間隔が１０1 ｎｍ超１０4 ｎｍ以下である
ことを特徴とするバーリング加工性と疲労特性に優れた
熱延鋼板。 （４）質量％にて、 Ｃ ：０．０１〜０．１％、 Ｓｉ：０．０１〜２％、 Ｍｎ：０．０５〜２％、 Ｐ ≦０．１％、 Ｓ ≦０．０３％、 Ａｌ：０．００５〜１．０％、 Ｎ ≦０．００５％、 Ｔｉ：０．０５〜０．５％、 Ｎｂ：０．０１〜０．５％、 Ｃｕ：０．２〜１．２％を含み、さらに Ｔｉ＋４８／９３Ｎｂ−４８／１２Ｃ−４８／１４Ｎ−４８／３２Ｓ ≧０．０５％ を満たす範囲でＴｉとＮｂを含有し、残部がＦｅ及び不
可避的不純物からなる鋼であって、鋼中の粒子で５ｎｍ
以上のＴｉ，Ｎｂのいずれか又は双方を含む析出物の平
均サイズが１０1 〜１０3 ｎｍで、最小析出間隔が１０
1 ｎｍ超１０4 ｎｍ以下であることを特徴とするバーリ
ング加工性と疲労特性に優れた熱延鋼板。
不純物からなる鋼であって、鋼中の粒子で５ｎｍ以上の
Ｔｉを含む析出物の平均サイズが１０1 〜１０3ｎｍ
で、最小析出間隔が１０1 ｎｍ超１０4 ｎｍ以下である
ことを特徴とするバーリング加工性と疲労特性に優れた
熱延鋼板。 （２）質量％にて、 Ｃ ：０．０１〜０．１％、 Ｓ ≦０．０３％、 Ａｌ：０．００５〜１．０％、 Ｎ ≦０．００５％、 Ｔｉ：０．０５〜０．５％、 Ｎｂ：０．０１〜０．５％、 Ｃｕ：０．２〜１．２％を含み、さらに Ｔｉ＋４８／９３Ｎｂ−４８／１２Ｃ−４８／１４Ｎ−４８／３２Ｓ ≧０．０５％ を満たす範囲でＴｉとＮｂを含有し、残部がＦｅ及び不
可避的不純物からなる鋼であって、鋼中の粒子で５ｎｍ
以上のＴｉ，Ｎｂのいずれか又は双方を含む析出物の平
均サイズが１０1 〜１０3 ｎｍで、最小析出間隔が１０
1 ｎｍ超１０4 ｎｍ以下であることを特徴とするバーリ
ング加工性と疲労特性に優れた熱延鋼板。 （３）質量％にて、 Ｃ ：０．０１〜０．１％、 Ｓｉ：０．０１〜２％、 Ｍｎ：０．０５〜２％、 Ｐ ≦０．１％、 Ｓ ≦０．０３％、 Ａｌ：０．００５〜１．０％、 Ｎ ≦０．００５％、 Ｔｉ：０．０５〜０．５％、 Ｃｕ：０．２〜１．２％を含み、さらに Ｔｉ−４８／１２Ｃ−４８／１４Ｎ−４８／３２Ｓ≧０．０５％ を満たす範囲でＴｉを含有し、残部がＦｅ及び不可避的
不純物からなる鋼であって、鋼中の粒子で５ｎｍ以上の
Ｔｉを含む析出物の平均サイズが１０1 〜１０3ｎｍ
で、最小析出間隔が１０1 ｎｍ超１０4 ｎｍ以下である
ことを特徴とするバーリング加工性と疲労特性に優れた
熱延鋼板。 （４）質量％にて、 Ｃ ：０．０１〜０．１％、 Ｓｉ：０．０１〜２％、 Ｍｎ：０．０５〜２％、 Ｐ ≦０．１％、 Ｓ ≦０．０３％、 Ａｌ：０．００５〜１．０％、 Ｎ ≦０．００５％、 Ｔｉ：０．０５〜０．５％、 Ｎｂ：０．０１〜０．５％、 Ｃｕ：０．２〜１．２％を含み、さらに Ｔｉ＋４８／９３Ｎｂ−４８／１２Ｃ−４８／１４Ｎ−４８／３２Ｓ ≧０．０５％ を満たす範囲でＴｉとＮｂを含有し、残部がＦｅ及び不
可避的不純物からなる鋼であって、鋼中の粒子で５ｎｍ
以上のＴｉ，Ｎｂのいずれか又は双方を含む析出物の平
均サイズが１０1 〜１０3 ｎｍで、最小析出間隔が１０
1 ｎｍ超１０4 ｎｍ以下であることを特徴とするバーリ
ング加工性と疲労特性に優れた熱延鋼板。
【００１３】（５）Ｔｉ−４８／１２Ｃ−４８／１４Ｎ
−４８／３２Ｓ≧０％ を満たすことを特徴とする前記（１）又は（３）記載の
バーリング加工性と疲労特性に優れた熱延鋼板。 （６）Ｔｉ＋４８／９３Ｎｂ−４８／１２Ｃ−４８／１
４Ｎ−４８／３２Ｓ≧０％ を満たすことを特徴とする前記（２）又は（４）記載の
バーリング加工性と疲労特性に優れた熱延鋼板。 （７）前記鋼が、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前記（１）
〜（６）のいずれか１項に記載のバーリング加工性と疲
労特性に優れた熱延鋼板。 （８）前記鋼が、さらに質量％にて、Ｎｉ：０．１〜１
％を含有することを特徴とする前記（１）〜（７）のい
ずれか１項に記載のバーリング加工性と疲労特性に優れ
た熱延鋼板。 （９）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前記（１）〜
（８）のいずれか１項に記載のバーリング加工性と疲労
特性に優れた熱延鋼板。 （１０）前記鋼が、さらに質量％にて、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（１）〜（９）のいずれか１
項に記載のバーリング加工性と疲労特性に優れた熱延鋼
板。
−４８／３２Ｓ≧０％ を満たすことを特徴とする前記（１）又は（３）記載の
バーリング加工性と疲労特性に優れた熱延鋼板。 （６）Ｔｉ＋４８／９３Ｎｂ−４８／１２Ｃ−４８／１
４Ｎ−４８／３２Ｓ≧０％ を満たすことを特徴とする前記（２）又は（４）記載の
バーリング加工性と疲労特性に優れた熱延鋼板。 （７）前記鋼が、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前記（１）
〜（６）のいずれか１項に記載のバーリング加工性と疲
労特性に優れた熱延鋼板。 （８）前記鋼が、さらに質量％にて、Ｎｉ：０．１〜１
％を含有することを特徴とする前記（１）〜（７）のい
ずれか１項に記載のバーリング加工性と疲労特性に優れ
た熱延鋼板。 （９）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前記（１）〜
（８）のいずれか１項に記載のバーリング加工性と疲労
特性に優れた熱延鋼板。 （１０）前記鋼が、さらに質量％にて、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（１）〜（９）のいずれか１
項に記載のバーリング加工性と疲労特性に優れた熱延鋼
板。
【００１４】（１１）前記（１）〜（１０）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、３５０℃か
ら７５０℃の温度域まで冷却して巻き取り、鋼中の粒子
で５ｎｍ以上のＴｉ，Ｎｂのいずれか又は双方を含む析
出物の平均サイズが１０1 〜１０3 ｎｍで、最小析出間
隔が１０1 ｎｍ超１０4 ｎｍ以下である鋼板を得ること
を特徴とするバーリング加工性と疲労特性に優れた熱延
鋼板の製造方法。 （１２）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前記（１１）記載のバーリン
グ加工性と疲労特性に優れた熱延鋼板の製造方法。
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、３５０℃か
ら７５０℃の温度域まで冷却して巻き取り、鋼中の粒子
で５ｎｍ以上のＴｉ，Ｎｂのいずれか又は双方を含む析
出物の平均サイズが１０1 〜１０3 ｎｍで、最小析出間
隔が１０1 ｎｍ超１０4 ｎｍ以下である鋼板を得ること
を特徴とするバーリング加工性と疲労特性に優れた熱延
鋼板の製造方法。 （１２）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前記（１１）記載のバーリン
グ加工性と疲労特性に優れた熱延鋼板の製造方法。
【００１５】
【発明の実施の形態】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、疲労特性に及ぼすＣｕ含
有量の影響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−０．０１％Ｐ−０．００
１％Ｓ−０．０３％Ａｌをベースに、Ｃｕ含有量を変化
させて成分調整し、溶製した鋳片を熱間圧延して常温で
巻き取り、５５０℃で１時間等温保持した後、炉冷する
熱処理を施した。これらの鋼板について機械試験および
疲労試験を行った結果を図１と図２に示す。この結果よ
り、Ｃｕ含有量と疲労限度比には強い相関があり、Ｃｕ
含有量が０．２以上１．２％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。
結果について説明する。まず、疲労特性に及ぼすＣｕ含
有量の影響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−０．０１％Ｐ−０．００
１％Ｓ−０．０３％Ａｌをベースに、Ｃｕ含有量を変化
させて成分調整し、溶製した鋳片を熱間圧延して常温で
巻き取り、５５０℃で１時間等温保持した後、炉冷する
熱処理を施した。これらの鋼板について機械試験および
疲労試験を行った結果を図１と図２に示す。この結果よ
り、Ｃｕ含有量と疲労限度比には強い相関があり、Ｃｕ
含有量が０．２以上１．２％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。
【００１６】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は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。ただし、０．２％未満ではこの効
果が失われる。一方、１．２％超Ｃｕを含有すると、上
記の熱処理条件ではＣｕが析出状態になっていると考え
られる。析出状態のＣｕは静的強度を著しく上昇させる
ものの疲労限はそれほど上昇させないことから、繰り返
し荷重負荷下でＣｕの析出物が再固溶してしまい、疲労
特性の向上効果が発現しないと推測される。
が、固溶しているＣｕは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。ただし、０．２％未満ではこの効
果が失われる。一方、１．２％超Ｃｕを含有すると、上
記の熱処理条件ではＣｕが析出状態になっていると考え
られる。析出状態のＣｕは静的強度を著しく上昇させる
ものの疲労限はそれほど上昇させないことから、繰り返
し荷重負荷下でＣｕの析出物が再固溶してしまい、疲労
特性の向上効果が発現しないと推測される。
【００１７】次に、Ｔｉ* （Ｔｉ* ＝Ｔｉ−４８／１２
Ｃ−４８／１４Ｎ−４８／３２Ｓ）の穴拡げ性に及ぼす
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−０．０１％Ｐ−０．００１％Ｓ
−０．０３％Ａｌ−０．００１％Ｎ−０．８％Ｃｕをベ
ースに、Ｔｉ添加量を変化させて成分調整し、溶製した
鋳片を熱間圧延して常温で巻き取った鋼板を、５５０℃
で１時間等温保持した後、炉冷する熱処理を施し、様々
なＴｉ* の鋼板を得た。これらの鋼板について穴拡げ試
験結果を図３に示す。この結果より、Ｔｉ* ≧０％以上
で穴拡げ率が向上し、更に０．０５％で穴拡げ率が著し
く向上することを新規に知見した。
Ｃ−４８／１４Ｎ−４８／３２Ｓ）の穴拡げ性に及ぼす
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−０．０１％Ｐ−０．００１％Ｓ
−０．０３％Ａｌ−０．００１％Ｎ−０．８％Ｃｕをベ
ースに、Ｔｉ添加量を変化させて成分調整し、溶製した
鋳片を熱間圧延して常温で巻き取った鋼板を、５５０℃
で１時間等温保持した後、炉冷する熱処理を施し、様々
なＴｉ* の鋼板を得た。これらの鋼板について穴拡げ試
験結果を図３に示す。この結果より、Ｔｉ* ≧０％以上
で穴拡げ率が向上し、更に０．０５％で穴拡げ率が著し
く向上することを新規に知見した。
【００１８】さらに、上記の成分の鋼板を様々な製造条
件で圧延、熱処理してＴｉを含む析出物サイズと析出間
隔を変化させ、その析出物の平均サイズおよび析出物の
最小間隔と穴拡げ率との関係を調べたところ、その析出
物の平均サイズおよび析出物の最小間隔と穴拡げ率とに
は強い相関があり、鋼中の粒子で５ｎｍ以上のＴｉを含
む析出物の平均サイズが１０1 〜１０3 ｎｍで、かつ析
出物の最小間隔が１０ 1 ｎｍ超１０4 ｎｍ以下で穴拡げ
率が著しく向上することを新規に知見した。穴拡げ試験
結果とＴｉを含む析出物の平均サイズおよび析出物の最
小間隔の関係を図４に示す。ここでＴｉを含む析出物と
は、炭化物、窒化物、硫化物等Ｔｉを含有する粒子であ
り、酸化物等を含んでもよい。
件で圧延、熱処理してＴｉを含む析出物サイズと析出間
隔を変化させ、その析出物の平均サイズおよび析出物の
最小間隔と穴拡げ率との関係を調べたところ、その析出
物の平均サイズおよび析出物の最小間隔と穴拡げ率とに
は強い相関があり、鋼中の粒子で５ｎｍ以上のＴｉを含
む析出物の平均サイズが１０1 〜１０3 ｎｍで、かつ析
出物の最小間隔が１０ 1 ｎｍ超１０4 ｎｍ以下で穴拡げ
率が著しく向上することを新規に知見した。穴拡げ試験
結果とＴｉを含む析出物の平均サイズおよび析出物の最
小間隔の関係を図４に示す。ここでＴｉを含む析出物と
は、炭化物、窒化物、硫化物等Ｔｉを含有する粒子であ
り、酸化物等を含んでもよい。
【００１９】このメカニズムは必ずしも明らかではない
が、析出物が大きすぎると析出物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、最適なサイズと析出物間隔において穴拡げ率が向上
すると推測される。ただし、鋼中のＴｉを含む析出物の
平均サイズが１０2 ｎｍ超では、打ち抜きやせん断まま
の破断面において析出物が破断面表面に現れた場合に疲
労破壊の起点となる可能性があるので、鋼中のＴｉを含
む析出物の平均サイズは１０1 〜１０2 ｎｍの範囲が好
ましい。
が、析出物が大きすぎると析出物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、最適なサイズと析出物間隔において穴拡げ率が向上
すると推測される。ただし、鋼中のＴｉを含む析出物の
平均サイズが１０2 ｎｍ超では、打ち抜きやせん断まま
の破断面において析出物が破断面表面に現れた場合に疲
労破壊の起点となる可能性があるので、鋼中のＴｉを含
む析出物の平均サイズは１０1 〜１０2 ｎｍの範囲が好
ましい。
【００２０】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５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２×１
０6 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５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２×１
０6 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。
【００２１】また、鋼中のＴｉを含む析出物は、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 LossSpectroscope ：ＥＥＬ
Ｓ）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Ｔｉを
含む析出物であることを確認した。
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 LossSpectroscope ：ＥＥＬ
Ｓ）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Ｔｉを
含む析出物であることを確認した。
【００２２】本発明で規定する析出物のサイズとは、矩
形であれば最長片、延伸状であれば最大長さと定義す
る。また、本発明で規定する平均析出物サイズとは、析
出物のサイズを倍率５０００〜５０００００倍で測定し
たもののうち、５ｎｍ以上のものについてのその一視野
でのサイズの単純平均である。さらに、本発明で規定す
る析出物の最小間隔（最小析出間隔）とは、対象である
５ｎｍ以上の析出物の中心間距離をそれぞれ測定したう
ちの最小距離である。ここで析出物の中心とは析出物の
観察断面における面積の重心と定義する。
形であれば最長片、延伸状であれば最大長さと定義す
る。また、本発明で規定する平均析出物サイズとは、析
出物のサイズを倍率５０００〜５０００００倍で測定し
たもののうち、５ｎｍ以上のものについてのその一視野
でのサイズの単純平均である。さらに、本発明で規定す
る析出物の最小間隔（最小析出間隔）とは、対象である
５ｎｍ以上の析出物の中心間距離をそれぞれ測定したう
ちの最小距離である。ここで析出物の中心とは析出物の
観察断面における面積の重心と定義する。
【００２３】次に、本発明における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、優れたバーリング加工性（伸びフランジ性）を確
保するためにフェライト単相が望ましい。ただし、必要
に応じ一部ベイナイトを含むことを許容するものであ
る。なお、良好な伸びフランジ性を確保するためには、
ベイナイトの体積分率は１０％以下が好ましい。ここ
で、フェライトおよびベイ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２０
０〜５００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。
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、優れたバーリング加工性（伸びフランジ性）を確
保するためにフェライト単相が望ましい。ただし、必要
に応じ一部ベイナイトを含むことを許容するものであ
る。なお、良好な伸びフランジ性を確保するためには、
ベイナイトの体積分率は１０％以下が好ましい。ここ
で、フェライトおよびベイ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２０
０〜５００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。
【００２４】また、鋼中のＣｕの存在状態は固溶状態が
望ましい。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、疲労特性を向上させることができ
る。一方、Ｃｕが析出状態であると、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向上しない
ので疲労限度比が低下してしまう。そのため、Ｃｕの存
在状態は固溶とする必要がある。
望ましい。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、疲労特性を向上させることができ
る。一方、Ｃｕが析出状態であると、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向上しない
ので疲労限度比が低下してしまう。そのため、Ｃｕの存
在状態は固溶とする必要がある。
【００２５】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、０．１％超含有していると加工性及
び溶接性が劣化するので、０．１％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。
て説明する。Ｃは、０．１％超含有していると加工性及
び溶接性が劣化するので、０．１％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。
【００２６】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、０．０３％以
下ならば許容できる範囲である。
起こすので極力低減させるべきであるが、０．０３％以
下ならば許容できる範囲である。
【００２７】Ｎは、Ｃよりも高温にてＴｉおよびＮｂと
析出物を形成し、Ｃを固定するのに有効なＴｉおよびＮ
ｂを減少させる。従って極力低減させるべきであるが、
０．００５％以下ならば許容できる範囲である。
析出物を形成し、Ｃを固定するのに有効なＴｉおよびＮ
ｂを減少させる。従って極力低減させるべきであるが、
０．００５％以下ならば許容できる範囲である。
【００２８】Ｔｉは、本発明における最も重要な元素の
一つである。すなわち、Ｔｉは析出強化により鋼板の強
度上昇に寄与する。ただし、０．０５％未満ではこの効
果が不十分であり、０．５％超含有してもその効果が飽
和するだけでなく合金コストの上昇を招く。従ってＴｉ
の含有量は０．０５％以上、０．５％以下とする。さら
に、バーリング加工性を劣化させるセメンタイト等の炭
化物の原因となるＣを析出固定し、バーリング加工性の
向上に寄与するためには、Ｔｉ−４８／１２Ｃ−４８／
１４Ｎ−４８／３２Ｓ≧０％、好ましくは≧０．０５％
の条件を満たすことが必要である。
一つである。すなわち、Ｔｉは析出強化により鋼板の強
度上昇に寄与する。ただし、０．０５％未満ではこの効
果が不十分であり、０．５％超含有してもその効果が飽
和するだけでなく合金コストの上昇を招く。従ってＴｉ
の含有量は０．０５％以上、０．５％以下とする。さら
に、バーリング加工性を劣化させるセメンタイト等の炭
化物の原因となるＣを析出固定し、バーリング加工性の
向上に寄与するためには、Ｔｉ−４８／１２Ｃ−４８／
１４Ｎ−４８／３２Ｓ≧０％、好ましくは≧０．０５％
の条件を満たすことが必要である。
【００２９】Ｃｕは、本発明の最も重要な元素の一つで
あり、固溶状態で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、１．２％を超
えて含有すると、巻取り中に析出して析出強化により鋼
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。そこで、Ｃｕの含有量は
０．２〜１．２％の範囲と限定する。
あり、固溶状態で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、１．２％を超
えて含有すると、巻取り中に析出して析出強化により鋼
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。そこで、Ｃｕの含有量は
０．２〜１．２％の範囲と限定する。
【００３０】Ｎｂは、Ｔｉ同様に析出強化により鋼板の
強度上昇に寄与する。ただし、０．０１％未満ではこの
効果が不十分であり、０．５％超含有してもその効果が
飽和するだけでなく合金コストの上昇を招く。従ってＮ
ｂの含有量は０．０１％以上、０．５％以下とする。さ
らに、バーリング加工性を劣化させるセメンタイト等の
炭化物の原因となるＣを析出固定し、バーリング加工性
の向上に寄与するためには、Ｔｉ＋４８／９３Ｎｂ−４
８／１２Ｃ−４８／１４Ｎ−４８／３２Ｓ≧０％、好ま
しくは≧０．０５％の条件を満たすことが必要である。
強度上昇に寄与する。ただし、０．０１％未満ではこの
効果が不十分であり、０．５％超含有してもその効果が
飽和するだけでなく合金コストの上昇を招く。従ってＮ
ｂの含有量は０．０１％以上、０．５％以下とする。さ
らに、バーリング加工性を劣化させるセメンタイト等の
炭化物の原因となるＣを析出固定し、バーリング加工性
の向上に寄与するためには、Ｔｉ＋４８／９３Ｎｂ−４
８／１２Ｃ−４８／１４Ｎ−４８／３２Ｓ≧０％、好ま
しくは≧０．０５％の条件を満たすことが必要である。
【００３１】Ｓｉ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０．０１％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Ｓｉの含有量は０．０１〜２％とす
る。
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Ｓｉの含有量は０．０１〜２％とす
る。
【００３２】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、２％超添加するとスラブ割れを生ずる
ため、２％以下とする。
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、２％超添加するとスラブ割れを生ずる
ため、２％以下とする。
【００３３】Ｐは、０．１％超含有すると加工性や溶接
性に悪影響を及ぼすので、０．１％以下とする。
性に悪影響を及ぼすので、０．１％以下とする。
【００３４】Ａｌ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１．０％とする。一方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ので、好
ましくは０．５％以下とする。
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１．０％とする。一方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ので、好
ましくは０．５％以下とする。
【００３５】Ｂは、Ｐによる粒界脆化を抑制すると共
に、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０．０００２〜０．００２％とす
る。
に、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０．０００２〜０．００２％とす
る。
【００３６】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。
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。
【００３７】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：０．００
５〜０．２％添加することが好ましい。
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：０．００
５〜０．２％添加することが好ましい。
【００３８】さらに、強度を付与するために、必要に応
じて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％、０．０２％、０．０１％、０．０
２％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％、１．０％、０．２％を超え
添加してもその効果は飽和する。
じて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％、０．０２％、０．０１％、０．０
２％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％、１．０％、０．２％を超え
添加してもその効果は飽和する。
【００３９】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、１４００℃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
℃未満が望ましい。また、１１００℃未満での加熱はＴ
ｉ，Ｎｂのいずれか又は双方を含む析出物がスラブ中で
再溶解せず粗大化し析出強化能を失うばかりでなく、バ
ーリング加工性にとって好ましいサイズと分布のＴｉ，
Ｎｂのいずれか又は双方を含む析出物が析出しなくなる
ので、再加熱温度は１１００℃以上が望ましい。
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、１４００℃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
℃未満が望ましい。また、１１００℃未満での加熱はＴ
ｉ，Ｎｂのいずれか又は双方を含む析出物がスラブ中で
再溶解せず粗大化し析出強化能を失うばかりでなく、バ
ーリング加工性にとって好ましいサイズと分布のＴｉ，
Ｎｂのいずれか又は双方を含む析出物が析出しなくなる
ので、再加熱温度は１１００℃以上が望ましい。
【００４０】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 変態点を切るとひずみが残留して延
性が低下するためである。仕上げ温度の上限は、本発明
の効果を得るためには特に定める必要はないが、操業上
スケール疵が発生する可能性があるため、１０００℃以
下とすることが好ましい。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）×流量Ｌ（リットル／ｃｍ2 ）≧０．
００２５の条件を満たすことが好ましい。
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 変態点を切るとひずみが残留して延
性が低下するためである。仕上げ温度の上限は、本発明
の効果を得るためには特に定める必要はないが、操業上
スケール疵が発生する可能性があるため、１０００℃以
下とすることが好ましい。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）×流量Ｌ（リットル／ｃｍ2 ）≧０．
００２５の条件を満たすことが好ましい。
【００４１】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）＝５．６４×ＰO ×Ｖ／Ｈ2 ただし、 ＰO （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
うに記述される（「鉄と鋼」１９９１，ｖｏｌ．７７，
Ｎｏ．９，ｐ１４５０参照）。 Ｐ（ＭＰａ）＝５．６４×ＰO ×Ｖ／Ｈ2 ただし、 ＰO （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
【００４２】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
いる幅 ｖ（ｃｍ／ｍｉｎ）：通板速度
【００４３】衝突圧Ｐ×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１５μｍ（１
５μｍＲｙ，ｌ２．５ｍｍ，ｌｎ１２．５ｍｍ）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。
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１５μｍ（１
５μｍＲｙ，ｌ２．５ｍｍ，ｌｎ１２．５ｍｍ）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。
【００４４】仕上圧延を終了した後は、指定の巻取温度
（ＣＴ）まで冷却するが、その冷却速度は本発明の効果
を得るためには特に定める必要はない。ただし、冷却速
度があまりに遅いとＴｉ，Ｎｂのいずれか又は双方を含
む析出物のサイズが粗大化し、析出強化による強度上昇
に寄与しなくなる恐れがあるので、冷却速度の下限は２
０℃／ｓ以上が望ましい。また、冷却速度の上限は実際
の工場設備能力等を考慮すると１００℃以下である。
（ＣＴ）まで冷却するが、その冷却速度は本発明の効果
を得るためには特に定める必要はない。ただし、冷却速
度があまりに遅いとＴｉ，Ｎｂのいずれか又は双方を含
む析出物のサイズが粗大化し、析出強化による強度上昇
に寄与しなくなる恐れがあるので、冷却速度の下限は２
０℃／ｓ以上が望ましい。また、冷却速度の上限は実際
の工場設備能力等を考慮すると１００℃以下である。
【００４５】次に、巻取温度が３５０℃未満では、十分
なＴｉ，Ｎｂのいずれか又は双方を含む析出物が生じな
くなり、鋼中に固溶Ｃが残留して加工性を低下させる恐
れがあり、７５０℃超ではＴｉおよび／またはＮｂを含
む析出物のサイズが粗大化し析出強化による強度上昇に
寄与しなくなるばかりでなく、析出物が大きすぎると析
出物と母相の界面にボイドが生じやすくなり、穴拡性が
低下する恐れがある。従って巻取温度は３５０℃〜７５
０℃とする。
なＴｉ，Ｎｂのいずれか又は双方を含む析出物が生じな
くなり、鋼中に固溶Ｃが残留して加工性を低下させる恐
れがあり、７５０℃超ではＴｉおよび／またはＮｂを含
む析出物のサイズが粗大化し析出強化による強度上昇に
寄与しなくなるばかりでなく、析出物が大きすぎると析
出物と母相の界面にボイドが生じやすくなり、穴拡性が
低下する恐れがある。従って巻取温度は３５０℃〜７５
０℃とする。
【００４６】
【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〜Ｏ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２．７ＭＰ
ａ、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。ただし、表中の化学組成について
の表示は質量％である。
る。表１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２．７ＭＰ
ａ、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。ただし、表中の化学組成について
の表示は質量％である。
【００４７】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５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。一方、バーリング加
工性（伸びフランジ性）については、日本鉄鋼連盟規格
ＪＦＳ Ｔ １００１−１９９６記載の穴拡げ試験方法
に従って評価した。
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５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。一方、バーリング加
工性（伸びフランジ性）については、日本鉄鋼連盟規格
ＪＦＳ Ｔ １００１−１９９６記載の穴拡げ試験方法
に従って評価した。
【００４８】また、鋼中のＴｉおよび／またはＮｂを含
む析出物は、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 Loss S
pectroscope ：ＥＥＬＳ）の組成分析機能を加えた、２
００ｋＶの加速電圧の電界放射型電子銃（Field Emissi
on Gun :ＦＥＧ）を搭載した透過型電子顕微鏡によって
観察した。
む析出物は、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 Loss S
pectroscope ：ＥＥＬＳ）の組成分析機能を加えた、２
００ｋＶの加速電圧の電界放射型電子銃（Field Emissi
on Gun :ＦＥＧ）を搭載した透過型電子顕微鏡によって
観察した。
【００４９】観察される粒子の組成は、上記ＥＤＳおよ
びＥＥＬＳによりＴｉを含む析出物であることを確認し
た。また、Ｔｉ，Ｎｂのいずれか又は双方を含む析出物
のサイズとは、矩形であれば最長片、延伸状であれば最
大長さと定義する。また、平均析出物サイズとは、均質
に分散していると観察される析出物サイズをそれぞれ倍
率５０００〜５０００００倍で測定したもののうち，５
ｎｍ以上のものについてのその一視野でのサイズの単純
平均である。さらに、析出物の最小間隔とは、対象であ
る５ｎｍ以上の析出物の中心間距離をそれぞれ測定した
うちの最小距離である。ここで析出物の中心とは、析出
物の観察断面における面積の重心と定義する。
びＥＥＬＳによりＴｉを含む析出物であることを確認し
た。また、Ｔｉ，Ｎｂのいずれか又は双方を含む析出物
のサイズとは、矩形であれば最長片、延伸状であれば最
大長さと定義する。また、平均析出物サイズとは、均質
に分散していると観察される析出物サイズをそれぞれ倍
率５０００〜５０００００倍で測定したもののうち，５
ｎｍ以上のものについてのその一視野でのサイズの単純
平均である。さらに、析出物の最小間隔とは、対象であ
る５ｎｍ以上の析出物の中心間距離をそれぞれ測定した
うちの最小距離である。ここで析出物の中心とは、析出
物の観察断面における面積の重心と定義する。
【００５０】本発明に沿うものは、鋼Ａ−１，Ｃ，Ｄ，
Ｅ，Ｆ，Ｈ，Ｊ，Ｋ，Ｌ，Ｍ，Ｎ，Ｏの１２鋼であり、
所定の量のＣｕ，Ｔｉを含有し、鋼中の粒子で５ｎｍ以
上のＴｉ，Ｎｂのいずれか又は双方を含む析出物の平均
サイズが１０1 〜１０3 ｎｍで、最小析出間隔が１０1
ｎｍ超１０4 ｎｍ以下であることを特徴とするバーリン
グ加工性と疲労特性に優れた熱延鋼板が得られている。
Ｅ，Ｆ，Ｈ，Ｊ，Ｋ，Ｌ，Ｍ，Ｎ，Ｏの１２鋼であり、
所定の量のＣｕ，Ｔｉを含有し、鋼中の粒子で５ｎｍ以
上のＴｉ，Ｎｂのいずれか又は双方を含む析出物の平均
サイズが１０1 〜１０3 ｎｍで、最小析出間隔が１０1
ｎｍ超１０4 ｎｍ以下であることを特徴とするバーリン
グ加工性と疲労特性に優れた熱延鋼板が得られている。
【００５１】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、ひずみが
残留して延性が低下するだけでなく十分な穴拡げ率
（λ）が得られていない。鋼Ａ−３は、熱間圧延後の巻
取温度（ＣＴ）が本発明の範囲より低いので、十分なＴ
ｉ，Ｎｂのいずれか又は双方を含む析出物が生じなくな
り、鋼中に固溶Ｃが残留して十分な延性および穴拡げ率
（λ）が得られていない。鋼Ａ−４は、熱間圧延後の巻
取温度（ＣＴ）が本発明の範囲より高いので、Ｔｉ，Ｎ
ｂのいずれか又は双方を含む析出物のサイズが粗大化
し、析出強化による強度上昇に寄与しなくなり、所望の
強度が得られず、穴拡性も低い。
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、ひずみが
残留して延性が低下するだけでなく十分な穴拡げ率
（λ）が得られていない。鋼Ａ−３は、熱間圧延後の巻
取温度（ＣＴ）が本発明の範囲より低いので、十分なＴ
ｉ，Ｎｂのいずれか又は双方を含む析出物が生じなくな
り、鋼中に固溶Ｃが残留して十分な延性および穴拡げ率
（λ）が得られていない。鋼Ａ−４は、熱間圧延後の巻
取温度（ＣＴ）が本発明の範囲より高いので、Ｔｉ，Ｎ
ｂのいずれか又は双方を含む析出物のサイズが粗大化
し、析出強化による強度上昇に寄与しなくなり、所望の
強度が得られず、穴拡性も低い。
【００５２】鋼Ｂは、Ｔｉの含有量が本発明の範囲外で
あるので、鋼中に固溶Ｃが残留して十分な延性および穴
拡げ率（λ）が得られていない。鋼Ｇは、Ｃｕの含有量
が本発明の範囲より多いので、巻取り中に析出して析出
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。従って疲労特
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Ｉは、Ｃｕの含有量が本発明の範囲より少
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。
あるので、鋼中に固溶Ｃが残留して十分な延性および穴
拡げ率（λ）が得られていない。鋼Ｇは、Ｃｕの含有量
が本発明の範囲より多いので、巻取り中に析出して析出
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。従って疲労特
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Ｉは、Ｃｕの含有量が本発明の範囲より少
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。
【００５３】
【表１】
【００５４】
【表２】
【００５５】
【発明の効果】以上詳述したように、本発明は、バーリ
ング加工性と疲労特性に優れた引張強度６４０ＭＰａ以
上の熱延鋼板およびその鋼板を安定して製造できる製造
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、バーリング加工性（伸びフランジ性）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。
ング加工性と疲労特性に優れた引張強度６４０ＭＰａ以
上の熱延鋼板およびその鋼板を安定して製造できる製造
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、バーリング加工性（伸びフランジ性）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。
【図１】本発明に至る予備実験の結果を、Ｃｕ含有量と
静的強度と疲労限の関係で示す図である。
静的強度と疲労限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、Ｃｕ含有量と
疲労限度比の関係で示す図である。
疲労限度比の関係で示す図である。
【図３】本発明に至る予備実験の結果を、Ｔｉ* と穴拡
げ率の関係で示す図である。
げ率の関係で示す図である。
【図４】本発明に至る予備実験の結果を、穴拡げ率の範
囲をＴｉを含む析出物の平均サイズの範囲とＴｉを含む
析出物の最小析出間隔の関係で示す図である。
囲をＴｉを含む析出物の平均サイズの範囲とＴｉを含む
析出物の最小析出間隔の関係で示す図である。
【図５】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 (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｃ２２Ｃ 38/16 Ｃ２２Ｃ 38/16 38/58 38/58 (72)発明者 岡本 力 愛知県東海市東海町５−３ 新日本製鐵株 式会社名古屋製鐵所内 (72)発明者 岡田 浩幸 愛知県東海市東海町５−３ 新日本製鐵株 式会社名古屋製鐵所内
Claims (12)
- 【請求項１】 質量％にて、 Ｃ ：０．０１〜０．１％、 Ｓ ≦０．０３％、 Ｎ ≦０．００５％、 Ｔｉ：０．０５〜０．５％、 Ｃｕ：０．２〜１．２％ を含み、さらに Ｔｉ−４８／１２Ｃ−４８／１４Ｎ−４８／３２Ｓ≧
０．０５％ を満たす範囲でＴｉを含有し、残部がＦｅ及び不可避的
不純物からなる鋼であって、鋼中の粒子で５ｎｍ以上の
Ｔｉを含む析出物の平均サイズが１０1 〜１０3 ｎｍ
で、最小析出間隔が１０1ｎｍ超１０4 ｎｍ以下である
ことを特徴とするバーリング加工性と疲労特性に優れた
熱延鋼板。 - 【請求項２】 質量％にて、 Ｃ ：０．０１〜０．１％、 Ｓ ≦０．０３％、 Ａｌ：０．００５〜１．０％、 Ｎ ≦０．００５％、 Ｔｉ：０．０５〜０．５％、 Ｎｂ：０．０１〜０．５％、 Ｃｕ：０．２〜１．２％ を含み、さらに Ｔｉ＋４８／９３Ｎｂ−４８／１２Ｃ−４８／１４Ｎ−
４８／３２Ｓ≧０．０５％ を満たす範囲でＴｉとＮｂを含有し、残部がＦｅ及び不
可避的不純物からなる鋼であって、鋼中の粒子で５ｎｍ
以上のＴｉ，Ｎｂのいずれか又は双方を含む析出物の平
均サイズが１０1 〜１０3 ｎｍで、最小析出間隔が１０
1 ｎｍ超１０4 ｎｍ以下であることを特徴とするバーリ
ング加工性と疲労特性に優れた熱延鋼板。 - 【請求項３】 質量％にて、 Ｃ ：０．０１〜０．１％、 Ｓｉ：０．０１〜２％、 Ｍｎ：０．０５〜２％、 Ｐ ≦０．１％、 Ｓ ≦０．０３％、 Ａｌ：０．００５〜１．０％、 Ｎ ≦０．００５％、 Ｔｉ：０．０５〜０．５％、 Ｃｕ：０．２〜１．２％を含み、さらに Ｔｉ−４８／１２Ｃ−４８／１４Ｎ−４８／３２Ｓ≧
０．０５％ を満たす範囲でＴｉを含有し、残部がＦｅ及び不可避的
不純物からなる鋼であって、鋼中の粒子で５ｎｍ以上の
Ｔｉを含む析出物の平均サイズが１０1 〜１０3 ｎｍ
で、最小析出間隔が１０1ｎｍ超１０4 ｎｍ以下である
ことを特徴とするバーリング加工性と疲労特性に優れた
熱延鋼板。 - 【請求項４】 質量％にて、 Ｃ ：０．０１〜０．１％、 Ｓｉ：０．０１〜２％、 Ｍｎ：０．０５〜２％、 Ｐ ≦０．１％、 Ｓ ≦０．０３％、 Ａｌ：０．００５〜１．０％、 Ｎ ≦０．００５％、 Ｔｉ：０．０５〜０．５％、 Ｎｂ：０．０１〜０．５％、 Ｃｕ：０．２〜１．２％を含み、さらに Ｔｉ＋４８／９３Ｎｂ−４８／１２Ｃ−４８／１４Ｎ−
４８／３２Ｓ≧０．０５％ を満たす範囲でＴｉとＮｂを含有し、残部がＦｅ及び不
可避的不純物からなる鋼であって、鋼中の粒子で５ｎｍ
以上のＴｉ，Ｎｂのいずれか又は双方を含む析出物の平
均サイズが１０1 〜１０3 ｎｍで、最小析出間隔が１０
1 ｎｍ超１０4 ｎｍ以下であることを特徴とするバーリ
ング加工性と疲労特性に優れた熱延鋼板。 - 【請求項５】 Ｔｉ−４８／１２Ｃ−４８／１４Ｎ−４
８／３２Ｓ≧０％ を満たすことを特徴とする請求項１又は３記載のバーリ
ング加工性と疲労特性に優れた熱延鋼板。 - 【請求項６】 Ｔｉ＋４８／９３Ｎｂ−４８／１２Ｃ−
４８／１４Ｎ−４８／３２Ｓ≧０％ を満たすことを特徴とする請求項２又は４記載のバーリ
ング加工性と疲労特性に優れた熱延鋼板。 - 【請求項７】 前記鋼が、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請求項１〜６のいずれか１
項に記載のバーリング加工性と疲労特性に優れた熱延鋼
板。 - 【請求項８】 前記鋼が、さらに質量％にて、 Ｎｉ：０．１〜１％ を含有することを特徴とする請求項１〜７のいずれか１
項に記載のバーリング加工性と疲労特性に優れた熱延鋼
板。 - 【請求項９】 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
〜８のいずれか１項に記載のバーリング加工性と疲労特
性に優れた熱延鋼板。 - 【請求項１０】 前記鋼が、さらに質量％にて、 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請求
項１〜９のいずれか１項に記載のバーリング加工性と疲
労特性に優れた熱延鋼板。 - 【請求項１１】 請求項１〜１０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、３５０℃から７５０℃
の温度域まで冷却して巻き取り、鋼中の粒子で５ｎｍ以
上のＴｉ，Ｎｂのいずれか又は双方を含む析出物の平均
サイズが１０1 〜１０3 ｎｍで、最小析出間隔が１０1
ｎｍ超１０4 ｎｍ以下である鋼板を得ることを特徴とす
るバーリング加工性と疲労特性に優れた熱延鋼板の製造
方法。 - 【請求項１２】 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１１記載の
バーリング加工性と疲労特性に優れた熱延鋼板の製造方
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000339794A JP3781344B2 (ja) | 1999-11-12 | 2000-11-08 | バーリング加工性と疲労特性に優れた熱延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP32229299 | 1999-11-12 | ||
| JP11-322292 | 1999-11-12 | ||
| JP2000339794A JP3781344B2 (ja) | 1999-11-12 | 2000-11-08 | バーリング加工性と疲労特性に優れた熱延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2001200339A true JP2001200339A (ja) | 2001-07-24 |
| JP3781344B2 JP3781344B2 (ja) | 2006-05-31 |
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| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2000339794A Expired - Fee Related JP3781344B2 (ja) | 1999-11-12 | 2000-11-08 | バーリング加工性と疲労特性に優れた熱延鋼板の製造方法 |
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|---|---|
| JP (1) | JP3781344B2 (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2007122910A1 (ja) | 2006-03-24 | 2007-11-01 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | 複合成形性に優れた高強度熱延鋼板 |
| JP2009084643A (ja) * | 2007-09-28 | 2009-04-23 | Kobe Steel Ltd | 疲労特性及び伸びフランジ性バランスに優れた熱延鋼板 |
| JP2009084637A (ja) * | 2007-09-28 | 2009-04-23 | Kobe Steel Ltd | 疲労特性及び伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板 |
| CN108526219A (zh) * | 2018-04-03 | 2018-09-14 | 浙江瑞凯不锈钢有限公司 | 一种不锈钢钢带的生产工艺其设备 |
| CN112872029A (zh) * | 2020-12-29 | 2021-06-01 | 山东盛阳金属科技股份有限公司 | 一种基于纯镍板加热后的轧制方法 |
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|---|---|---|---|---|
| WO2020216686A1 (en) | 2019-04-20 | 2020-10-29 | Tata Steel Ijmuiden B.V. | Method for producing a high strength silicon containing steel strip with excellent surface quality and said steel strip produced thereby |
-
2000
- 2000-11-08 JP JP2000339794A patent/JP3781344B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2007122910A1 (ja) | 2006-03-24 | 2007-11-01 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | 複合成形性に優れた高強度熱延鋼板 |
| US8529829B2 (en) | 2006-03-24 | 2013-09-10 | Kobe Steel, Ltd. | High-strength hot-rolled steel sheet with excellent combined formability |
| JP2009084643A (ja) * | 2007-09-28 | 2009-04-23 | Kobe Steel Ltd | 疲労特性及び伸びフランジ性バランスに優れた熱延鋼板 |
| JP2009084637A (ja) * | 2007-09-28 | 2009-04-23 | Kobe Steel Ltd | 疲労特性及び伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板 |
| CN108526219A (zh) * | 2018-04-03 | 2018-09-14 | 浙江瑞凯不锈钢有限公司 | 一种不锈钢钢带的生产工艺其设备 |
| CN112872029A (zh) * | 2020-12-29 | 2021-06-01 | 山东盛阳金属科技股份有限公司 | 一种基于纯镍板加热后的轧制方法 |
| CN112872029B (zh) * | 2020-12-29 | 2022-05-17 | 山东盛阳金属科技股份有限公司 | 一种基于纯镍板加热后的轧制方法 |
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