JP2001303186A - バーリング加工性に優れる複合組織鋼板およびその製造方法 - Google Patents
バーリング加工性に優れる複合組織鋼板およびその製造方法Info
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- JP2001303186A JP2001303186A JP2000121209A JP2000121209A JP2001303186A JP 2001303186 A JP2001303186 A JP 2001303186A JP 2000121209 A JP2000121209 A JP 2000121209A JP 2000121209 A JP2000121209 A JP 2000121209A JP 2001303186 A JP2001303186 A JP 2001303186A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】バーリング加工性に優れた複合組織鋼板及びそ
の製造方法を提供する。 【解決手段】 質量％で、Ｃ: 0.01〜0.2%、Ｓｉ: 0.01
〜2%、Ｍｎ: 0.05〜3%、Ｐ≦0.1%、Ｓ≦ 0.01%、Ａｌ:
0.005〜1%を含む鋼であり、ミクロ組織が、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２μｍ以
上２０μｍ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％以下であるバーリング加工
性に優れる複合組織鋼板。及び上記成分の鋼を、Ａｒ3
変態点温度以上Ａｒ3 変態点温度＋１００℃以下で熱間
仕上圧延を終了した後、Ａｒ1 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２
０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却して、３５０℃以下の巻
取温度で巻き取る上記鋼板の製造方法。
の製造方法を提供する。 【解決手段】 質量％で、Ｃ: 0.01〜0.2%、Ｓｉ: 0.01
〜2%、Ｍｎ: 0.05〜3%、Ｐ≦0.1%、Ｓ≦ 0.01%、Ａｌ:
0.005〜1%を含む鋼であり、ミクロ組織が、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２μｍ以
上２０μｍ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％以下であるバーリング加工
性に優れる複合組織鋼板。及び上記成分の鋼を、Ａｒ3
変態点温度以上Ａｒ3 変態点温度＋１００℃以下で熱間
仕上圧延を終了した後、Ａｒ1 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２
０℃／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
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）に優れた複合組織鋼板およびその製造方法
に関するものである。
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）に優れた複合組織鋼板およびその製造方法
に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】近年、自動車の燃費向上などのために軽
量化を目的として、Ａｌ合金等の軽金属や高強度鋼板の
自動車部材への適用が進められている。ただし、Ａｌ合
金等の軽金属は比強度が高いという利点があるものの、
鋼に比較して著しく高価であるため、その適用は特殊な
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。
量化を目的として、Ａｌ合金等の軽金属や高強度鋼板の
自動車部材への適用が進められている。ただし、Ａｌ合
金等の軽金属は比強度が高いという利点があるものの、
鋼に比較して著しく高価であるため、その適用は特殊な
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。
【０００３】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１／４程度を占めるホワイトボティー
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トしてきており、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。
までは車体重量の１／４程度を占めるホワイトボティー
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トしてきており、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。
【０００４】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。特に構造部材や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。
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。特に構造部材や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。
【０００５】例えば、ロードホイー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、ロードホイールディスクの
成形工程の中でもハブ穴成形でのバーリング加工（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。
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、ロードホイールディスクの
成形工程の中でもハブ穴成形でのバーリング加工（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。
【０００６】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級のフェライト−マルテン
サイトの複合組織鋼板（いわゆるＤｕａｌ Ｐｈａｓｅ
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。一方、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、５９０ＭＰ
ａ級で問題とはならなかった穴拡げ性が７８０ＭＰａ級
では問題となる可能性がある。
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級のフェライト−マルテン
サイトの複合組織鋼板（いわゆるＤｕａｌ Ｐｈａｓｅ
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。一方、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、５９０ＭＰ
ａ級で問題とはならなかった穴拡げ性が７８０ＭＰａ級
では問題となる可能性がある。
【０００７】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−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。
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−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。
【０００８】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ＴｉＣやＮｂＣの析出物で強化することで、フェラ
イ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。
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ＴｉＣやＮｂＣの析出物で強化することで、フェラ
イ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。
【０００９】
【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成形性と疲労耐久性の高いレベルで
のバ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、上記従来技術では不十分であると言
わざるを得ない。
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成形性と疲労耐久性の高いレベルで
のバ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、上記従来技術では不十分であると言
わざるを得ない。
【００１０】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か、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って移動
を妨げられるため、低降伏比というフェライト−マルテ
ンサイト複合組織特有の特性が得られない。また、Ｔ
ｉ，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。
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か、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って移動
を妨げられるため、低降伏比というフェライト−マルテ
ンサイト複合組織特有の特性が得られない。また、Ｔ
ｉ，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。
【００１１】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、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、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。
【００１２】
【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、ミクロ組織が、
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２μｍ以上２０μｍ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
が、バ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。
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、ミクロ組織が、
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２μｍ以上２０μｍ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
が、バ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。
【００１３】即ち、本発明の要旨は以下の通りである。 （１） 質量％で、 Ｃ ：０．０１〜０．２％、 Ｓｉ：０．０１〜２％、 Ｍｎ：０．０５〜３％、 Ｐ ≦０．１％、 Ｓ ≦０．０１％、 Ａｌ：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、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２μｍ以上２０μｍ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％以下であることを特徴とする、バーリング
加工性に優れる複合組織鋼板。 （２） 前記鋼が、さらに質量％で、Ｃｕ：０．２〜２
％を含有することを特徴とする、前記（１）に記載のバ
ーリング加工性に優れる複合組織鋼板。 （３） 前記鋼が、さらに質量％で、Ｂ：０．０００２
〜０．００２％を含有することを特徴とする、前記
（１）または（２）に記載のバーリング加工性に優れる
複合組織鋼板。 （４） 前記鋼が、さらに質量％で、Ｎｉ：０．１〜１
％を含有することを特徴とする、前記（１）ないし
（３）のいずれか１項に記載のバーリング加工性に優れ
る複合組織鋼板。 （５） 前記鋼が、さらに質量％で、Ｃａ：０．０００
５〜０．００２％、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、前記
（１）ないし（４）のいずれか１項に記載のバーリング
加工性に優れる複合組織鋼板。 （６） 前記鋼が、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：０．０２〜０．２％ の一種または二種以上を含有することを特徴とする、前
記（１）ないし（５）のいずれか１項に記載のバーリン
グ加工性に優れる複合組織鋼板。
って、そのミクロ組織が、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２μｍ以上２０μｍ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％以下であることを特徴とする、バーリング
加工性に優れる複合組織鋼板。 （２） 前記鋼が、さらに質量％で、Ｃｕ：０．２〜２
％を含有することを特徴とする、前記（１）に記載のバ
ーリング加工性に優れる複合組織鋼板。 （３） 前記鋼が、さらに質量％で、Ｂ：０．０００２
〜０．００２％を含有することを特徴とする、前記
（１）または（２）に記載のバーリング加工性に優れる
複合組織鋼板。 （４） 前記鋼が、さらに質量％で、Ｎｉ：０．１〜１
％を含有することを特徴とする、前記（１）ないし
（３）のいずれか１項に記載のバーリング加工性に優れ
る複合組織鋼板。 （５） 前記鋼が、さらに質量％で、Ｃａ：０．０００
５〜０．００２％、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、前記
（１）ないし（４）のいずれか１項に記載のバーリング
加工性に優れる複合組織鋼板。 （６） 前記鋼が、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：０．０２〜０．２％ の一種または二種以上を含有することを特徴とする、前
記（１）ないし（５）のいずれか１項に記載のバーリン
グ加工性に優れる複合組織鋼板。
【００１４】（７） 前記（１）ないし（６）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、Ａ
ｒ3 変態点温度以上Ａｒ3 変態点温度＋１００℃以下で
熱間仕上圧延を終了した後、Ａｒ1 変態点温度以上Ａｒ
3 変態点温度以下の温度域で１〜２０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、そのミクロ組織が、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２μｍ
以上２０μｍ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％以下である鋼板を得るこ
とを特徴とする、バーリング加工性に優れる複合組織鋼
板の製造方法。 （８） 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 変態点温度以上Ａｒ3 変態点
温度＋１００℃以下で熱間仕上圧延を終了することを特
徴とする、前記（７）記載のバーリング加工性に優れる
複合組織鋼板の製造方法。
か１項に記載の成分を有する鋼片の熱間圧延に際し、Ａ
ｒ3 変態点温度以上Ａｒ3 変態点温度＋１００℃以下で
熱間仕上圧延を終了した後、Ａｒ1 変態点温度以上Ａｒ
3 変態点温度以下の温度域で１〜２０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、そのミクロ組織が、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２μｍ
以上２０μｍ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％以下である鋼板を得るこ
とを特徴とする、バーリング加工性に優れる複合組織鋼
板の製造方法。 （８） 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 変態点温度以上Ａｒ3 変態点
温度＋１００℃以下で熱間仕上圧延を終了することを特
徴とする、前記（７）記載のバーリング加工性に優れる
複合組織鋼板の製造方法。
【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、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。
そのための供試材は次のようにして準備した。すなわ
ち、０．０７％Ｃ−１．６％Ｓｉ−２．０％Ｍｎ−０．
０１％Ｐ−０．００１％Ｓ−０．０３％Ａｌに成分調整
し溶製した鋳片を、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、Ａｒ1 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℃／ｓ以上の冷却速度で冷却し
て、常温で巻き取った。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。
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。
そのための供試材は次のようにして準備した。すなわ
ち、０．０７％Ｃ−１．６％Ｓｉ−２．０％Ｍｎ−０．
０１％Ｐ−０．００１％Ｓ−０．０３％Ａｌに成分調整
し溶製した鋳片を、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、Ａｒ1 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℃／ｓ以上の冷却速度で冷却し
て、常温で巻き取った。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。
【００１６】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２μｍ以
上２０μｍ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。
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２μｍ以
上２０μｍ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。
【００１７】このメカニ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、大きすぎるとミクロ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、ＪＩＳ Ｇ ０
５５２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。
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、大きすぎるとミクロ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、ＪＩＳ Ｇ ０
５５２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。
【００１８】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。
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。
【００１９】このメカニズムは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。
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。
【００２０】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
しくなり疲労破壊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（バーリング加工性）について
は、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳＴ １００１−１９９６記
載の穴拡げ試験方法に従って評価した。
あると、スポット溶接等の溶接時に熱影響部の軟化が著
しくなり疲労破壊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（バーリング加工性）について
は、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳＴ １００１−１９９６記
載の穴拡げ試験方法に従って評価した。
【００２１】次に、本発明における鋼板のミクロ組織お
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、疲労特性とバーリング加工性（穴拡げ
性）を両立させるために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とし
た。ただし、第二相には不可避的なベイナイト、残留オ
ーステナイトを含むことを許容するものである。
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、疲労特性とバーリング加工性（穴拡げ
性）を両立させるために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とし
た。ただし、第二相には不可避的なベイナイト、残留オ
ーステナイトを含むことを許容するものである。
【００２２】なお、良好な疲労特性を確保するために
は、ベイナイトおよび／または残留オーステナイトの体
積分率は５％以下が好ましい。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／
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。
は、ベイナイトおよび／または残留オーステナイトの体
積分率は５％以下が好ましい。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／
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。
【００２３】また、第二相の炭素濃度はＥＰＭＡ（Elec
tron Probe Micro Analyzer ：電子線マイクロアナライ
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、測定した第二相の粒は５個
以上であり、炭素濃度はその平均値とした。
tron Probe Micro Analyzer ：電子線マイクロアナライ
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、測定した第二相の粒は５個
以上であり、炭素濃度はその平均値とした。
【００２４】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。
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。
【００２５】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℃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。
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℃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。
【００２６】文献 Foemable HSLA and Dual-Phase Stee
ls (1977), A.T.DAVENPORT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）＝１．５×１０-4ｅｘｐ（０．０３
３×ＢＨ） 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。
ls (1977), A.T.DAVENPORT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）＝１．５×１０-4ｅｘｐ（０．０３
３×ＢＨ） 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。
【００２７】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、
０．２％超含有していると加工性及び溶接性が劣化する
ので、０．２％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。
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、
０．２％超含有していると加工性及び溶接性が劣化する
ので、０．２％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。
【００２８】Ｓｉ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Ｓｉの含有量は０．０１％以上、２％以下と
する。
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Ｓｉの含有量は０．０１％以上、２％以下と
する。
【００２９】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％超添加するとスラブ割れを生ずる
ため、３％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、３％超添加するとスラブ割れを生ずる
ため、３％以下とする。
【００３０】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。
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。
【００３１】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。
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。
【００３２】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。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。
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。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。
【００３３】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。
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。
【００３４】Ｂは、Ｃｕと複合添加すれることにより疲
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。
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。
【００３５】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。
【００３６】ＣａおよびＲＥＭは、破壊の起点となった
り、加工性を劣化させる非金属介在物の形態を変化させ
て無害化する元素である。ただし、それぞれ０．０００
５％未満添加してもその効果がなく、Ｃａならば０．０
０２％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。
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０．０００
５％未満添加してもその効果がなく、Ｃａならば０．０
０２％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。
【００３７】さらに、強度を付与するために、Ｔｉ，Ｎ
ｂ，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％、０．０
２％、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。
ｂ，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％、０．０
２％、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。
【００３８】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。
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。
【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、加熱炉で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、１０００℃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１
０００℃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、加熱炉で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、１０００℃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１
０００℃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 変態点温
度以上Ａｒ3 変態点温度＋１００℃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
てしまい加工性が劣化し、仕上げ温度がＡｒ3 変態点温
度＋１００℃超では、仕上げ圧延後のオーステナイト粒
径が大きくなってしまうために、後の冷却工程において
行う二相域でフェ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Ａｒ3 変態点温度以上Ａｒ3 変態点温度＋１００℃以
下とする。
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℃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
てしまい加工性が劣化し、仕上げ温度がＡｒ3 変態点温
度＋１００℃超では、仕上げ圧延後のオーステナイト粒
径が大きくなってしまうために、後の冷却工程において
行う二相域でフェ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Ａｒ3 変態点温度以上Ａｒ3 変態点温度＋１００℃以
下とする。
【００４１】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, vo
l.77, No.9, P1450 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
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, vo
l.77, No.9, P1450 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
【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 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。
いる幅 ｖ（ｃｍ／ｍｉｎ）：通板速度 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。
【００４３】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。
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の工程は、まずＡｒ
3 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１〜２０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、
２０秒超ではパーライトが生成し、目的とする体積分率
最大の相をフェライトとし、第二相を主にマルテンサイ
トとする複合組織が得られない。
3 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１〜２０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、
２０秒超ではパーライトが生成し、目的とする体積分率
最大の相をフェライトとし、第二相を主にマルテンサイ
トとする複合組織が得られない。
【００４５】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。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。
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。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。
【００４６】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体積分率最大の相とし、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。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℃／ｓ以下とすることが好
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体積分率最大の相とし、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。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℃／ｓ以下とすることが好
ましい。
【００４７】巻取温度が３５０℃超では、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
フェライトを体積分率最大の相とし、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、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、５０℃以
上が望ましい。
生成して十分なマルテンサイトが得られず、目的とする
フェライトを体積分率最大の相とし、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、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、５０℃以
上が望ましい。
【００４８】
【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〜Ｑの鋼は、転炉で
溶製して連続鋳造後、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１．２〜５．４ｍｍ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２．７ＭＰａ、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。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〜Ｑの鋼は、転炉で
溶製して連続鋳造後、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１．２〜５．４ｍｍ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２．７ＭＰａ、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。ただし、表中の化学組成についての表示は
質量％である。
【００４９】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。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１／４厚における光学顕微鏡で、２００〜５０
０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、フェライト平均粒径の測
定法は、ＪＩＳ 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。
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。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１／４厚における光学顕微鏡で、２００〜５０
０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、フェライト平均粒径の測
定法は、ＪＩＳ 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。
【００５０】また、第二相の炭素濃度はＥＰＭＡ（Elec
tron Probe Micro Analyzer ：電子線マイクロアナライ
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。
tron Probe Micro Analyzer ：電子線マイクロアナライ
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。
【００５１】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、１０×１０7 回での疲労限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。
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、バーリング加工性（穴拡げ性）
については、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳＴ １００１−１
９９６記載の穴拡げ試験方法に従って評価した。
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、１０×１０7 回での疲労限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。
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、バーリング加工性（穴拡げ性）
については、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳＴ １００１−１
９９６記載の穴拡げ試験方法に従って評価した。
【００５２】本発明に沿うものは、鋼Ａ，Ｂ，Ｃ−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、そのミクロ組織が、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２μｍ
以上２０μｍ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％以下であることを特徴と
する、バーリング加工性に優れる複合組織鋼板が得られ
ている。
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、そのミクロ組織が、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２μｍ
以上２０μｍ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％以下であることを特徴と
する、バーリング加工性に優れる複合組織鋼板が得られ
ている。
【００５３】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、フェライト粒
径（Ｄｆ）、第二相の大きさ（ｄｍ／Ｄｆ）および第二
相炭素濃度（Ｃｍ）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（σＷ／σＢ）が得
られていない。鋼Ｃ−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／Ｄ
ｆ）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（σＷ／σＢ）が得られていな
い。さらに、ひずみが残留して延性（Ｅｌ）も低下す
る。
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、フェライト粒
径（Ｄｆ）、第二相の大きさ（ｄｍ／Ｄｆ）および第二
相炭素濃度（Ｃｍ）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（σＷ／σＢ）が得
られていない。鋼Ｃ−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／Ｄ
ｆ）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（σＷ／σＢ）が得られていな
い。さらに、ひずみが残留して延性（Ｅｌ）も低下す
る。
【００５４】鋼Ｃ−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）および第二相炭素濃度（Ｃｍ）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（σＷ／σＢ）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（ｄｍ／Ｄｆ）および第二相炭素濃度（Ｃ
ｍ）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（σＷ／σＢ）が得られていな
い。
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）および第二相炭素濃度（Ｃｍ）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（σＷ／σＢ）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（ｄｍ／Ｄｆ）および第二相炭素濃度（Ｃ
ｍ）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（σＷ／σＢ）が得られていな
い。
【００５５】鋼Ｃ−５は、滞留時間（Ｔｉｍｅ）がな
く、第二相の大きさ（ｄｍ／Ｄｆ）および第二相炭素濃
度（Ｃｍ）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（σＷ／σＢ）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（Ｔ
Ｓ）および疲労限度比（σＷ／σＢ）が得られていな
い。鋼Ｅ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（σＷ／σ
Ｂ）が得られていない。
く、第二相の大きさ（ｄｍ／Ｄｆ）および第二相炭素濃
度（Ｃｍ）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（σＷ／σＢ）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（Ｔ
Ｓ）および疲労限度比（σＷ／σＢ）が得られていな
い。鋼Ｅ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（σＷ／σ
Ｂ）が得られていない。
【００５６】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）および第二相の大きさ
（ｄｍ／Ｄｆ）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（σＷ／
σＢ）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（σＷ／σＢ）が得られていない。鋼Ｉは、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
（σＷ／σＢ）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（Ｅｌ）、穴
拡げ率（λ）および疲労限度比（σＷ／σＢ）が得られ
ていない。
あり、フェライト粒径（Ｄｆ）および第二相の大きさ
（ｄｍ／Ｄｆ）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（σＷ／
σＢ）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（σＷ／σＢ）が得られていない。鋼Ｉは、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
（σＷ／σＢ）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（Ｅｌ）、穴
拡げ率（λ）および疲労限度比（σＷ／σＢ）が得られ
ていない。
【００５７】
【表１】
【００５８】
【表２】
【００５９】
【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。
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。
【図１】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。
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】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。
濃度と穴拡げ率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 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 EB06 EB07 EB08 EB09 EB11 FA02 FA03 FC03 FC04 FC07 FD03 FD04 FD08 FE01 FE06 HA05 JA06 JA07
Claims (8)
- 【請求項１】 質量％で、 Ｃ ：０．０１〜０．２％、 Ｓｉ：０．０１〜２％、 Ｍｎ：０．０５〜３％、 Ｐ ≦０．１％、 Ｓ ≦０．０１％、 Ａｌ：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、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２μｍ以上２０μｍ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％以下であることを特徴とする、バーリング
加工性に優れる複合組織鋼板。 - 【請求項２】 前記鋼が、さらに質量％で、 Ｃｕ：０．２〜２％ を含有することを特徴とする、請求項１に記載のバーリ
ング加工性に優れる複合組織鋼板。 - 【請求項３】 前記鋼が、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または２に記載
のバーリング加工性に優れる複合組織鋼板。 - 【請求項４】 前記鋼が、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３のいず
れか１項に記載のバーリング加工性に優れる複合組織鋼
板。 - 【請求項５】 前記鋼が、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４のいずれか１項に記載のバーリング加工性に
優れる複合組織鋼板。 - 【請求項６】 前記鋼が、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：０．０２〜０．２％ 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５のいずれか１項に記載のバーリング加工
性に優れる複合組織鋼板。 - 【請求項７】 請求項１ないし６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 変態点温
度以上Ａｒ3 変態点温度＋１００℃以下で熱間仕上圧延
を終了した後、Ａｒ1 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℃／
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、そのミクロ組織が、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２μｍ以上２０μｍ
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％以下である鋼板を得ることを特徴とす
る、バーリング加工性に優れる複合組織鋼板の製造方
法。 - 【請求項８】 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 変態点温度以上Ａｒ3
変態点温度＋１００℃以下で熱間仕上圧延を終了するこ
とを特徴とする、請求項７記載のバーリング加工性に優
れる複合組織鋼板の製造方法。
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|---|---|---|---|
| JP2000121209A JP4445095B2 (ja) | 2000-04-21 | 2000-04-21 | バーリング加工性に優れる複合組織鋼板およびその製造方法 |
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| US09/890,048 US6589369B2 (en) | 2000-04-21 | 2000-12-15 | High fatigue strength steel sheet excellent in burring workability and method for producing the same |
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| EP00981781A EP1201780B1 (en) | 2000-04-21 | 2000-12-15 | Steel plate having excellent burring workability together with high fatigue strength, and method for producing the same |
| DE60018940T DE60018940D1 (de) | 2000-04-21 | 2000-12-15 | Stahlblech mit hervorragender gratbearbeitbarkeit bei gleichzeitiger hoher ermüdungsfestigeit und verfahren zu dessen herstellung |
| TW089127752A TWI261072B (en) | 2000-04-21 | 2000-12-22 | High fatigue strength steel sheet having stretch frangeability and a method for production of the same |
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