JP2002105593A - 低サイクル疲労強度に優れる高延性熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 （修正有） 【課題】 低サイクル疲労強度に優れる高延性熱延鋼板
およびその製造方法を提供する。 【解決手段】 Ｃ：０．０１〜０．３％、Ｓｉ：０．０
１〜２％、Ｍｎ：０．０５〜３％、Ｐ≦０．１％、Ｓ≦
０．０１％、を含み、Ａｌ≦０．２％、Ｎ：０．００１
〜０．１％、０．５２Ａｌ／Ｎ≦１０を満たすようにＡ
ｌとＮを含有し、かつＣｒ、Ｍｏ、Ｖのうち一種または
二種以上をＣｒ≦２．５％、Ｍｏ≦１％、Ｖ≦０．１
％、かつ（Ｃｒ＋３．５Ｍｏ＋３９Ｖ）≧０．１を満た
すように含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からな
る鋼であって、そのミクロ組織が、体積分率５％以上２
５％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、ベイナイトからなる複合組織であり、疲労試験
後に観察されるフェライトでの転位構造のうちセル構造
の面積率が５０％以下であることを特徴とする。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、低サイクル疲労強
度に優れる高延性熱延鋼板およびその製造方法に関する
ものであり、特に、ロードホイールをはじめとする自動
車足廻り部品等の耐久性が求められる部材の素材として
好適な低サイクル疲労強度に優れる高延性熱延鋼板およ
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。

【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カギ
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。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特に疲労耐久性が重
要視されている。これは、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。

【０００５】現在、これらロードホイールディスク用熱
延鋼板として４４０〜５９０ＭＰａ級の鋼板が用いられ
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、高強度化の目的である薄肉
化はホイールに負荷されるひずみレベルの増大をもたら
し、部位によっては降伏点を超えるひずみレベルでの振
幅にさらされる状況が現出されてきている。

【０００６】これまで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疲労耐久性を向上させるた
めには降伏点以下での繰返し荷重下での疲労限を重要視
してきた。しかし、上述したように最近は降伏点を超え
るひずみレベルでの低サイクル疲労特性（１０５回程度
までの疲労特性）の向上が望まれるようになってきてい
る。ところが、低サイクル疲労特性を向上させるための
技術については、ほとんど見受けられないのが現状であ
る。

【０００７】

【発明が解決しようとする課題】そこで、本発明は、低
サイクル疲労強度に優れる高延性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。

【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、熱延鋼板の低サイクル疲労強度の向上を達成すべく
鋭意研究を重ねた。その結果、ミクロ組織が、体積分率
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、ベイナイトからなる複合組織であ
り、疲労試験後に観察されるフェライトでの転位構造の
うちセル構造の面積率が５０％以下であることが低サイ
クル疲労強度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。

【０００９】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％、Ｓｉ：
０．０１〜２％、Ｍｎ：０．０５〜３％、Ｐ≦０．１
％、Ｓ≦０．０１％、を含み、Ａｌ≦０．２％、Ｎ：
０．００１〜０．１％、０．５２Ａｌ／Ｎ≦１０を満た
すようにＡｌとＮを含有し、かつＣｒ、Ｍｏ、Ｖのうち
一種または二種以上をＣｒ≦２．５％、Ｍｏ≦１％、Ｖ
≦０．１％、かつ（Ｃｒ＋３．５Ｍｏ＋３９Ｖ）≧０．
１を満たすように含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純
物からなる鋼であって、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、ベイナイトからなる複合組織であり、
疲労試験後に観察されるフェライトでの転位構造のうち
セル構造の面積率が５０％以下であることを特徴とす
る、低サイクル疲労強度に優れる高延性熱延鋼板。

【００１０】（２）前記鋼が、さらに、質量％にて、Ｃ
ｕ：０．２〜２％を含有することを特徴とする、前記
（１）に記載の低サイクル疲労強度に優れる高延性熱延
鋼板。 （３）前記鋼が、さらに、質量％にて、Ｂ：０．０００
２〜０．００２％を含有することを特徴とする、前記
（１）または（２）に記載の低サイクル疲労強度に優れ
る高延性熱延鋼板。 （４）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）ないし
（３）のいずれか１項に記載の低サイクル疲労強度に優
れる高延性熱延鋼板。

【００１１】（５）前記鋼が、さらに、質量％にて、Ｃ
ａ：０．０００５〜０．００２％、ＲＥＭ：０．０００
５〜０．０２％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
の低サイクル疲労強度に優れる高延性熱延鋼板。 （６）前記鋼が、さらに、質量％にて、Ｎｂ：０．００
１〜０．１％かつＮ−０．１５Ｎｂ≧０．０００５％、
Ｔｉ：０．００１〜０．１％かつＮ−０．２９Ｔｉ≧
０．０００５％、Ｚｒ：０．００１〜０．２％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項に記載の低サイクル疲労強
度に優れる高延性熱延鋼板。

【００１２】（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、Ａｒ
₃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℃超４５０
℃未満の温度範囲の巻取温度で巻き取り、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、ベイナイトからなる
複合組織であり、疲労試験後に観察されるフェライトで
の転位構造のうちセル構造の面積率が５０％以下である
鋼板を得ることを特徴とする、低サイクル疲労強度に優
れる高延性熱延鋼板の製造方法。 （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）記載の低サイクル疲労強度に優れる高
延性熱延鋼板の製造方法にある。

【００１３】

【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、疲労試験後の転位構造に
及ぼすＡｌ、Ｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの添加量の影響を調査
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、０．０６％Ｃ−０．９％Ｓｉ−１．２％Ｍｎ
−０．０１％Ｐ−０．００１％Ｓを基本成分にＡｌ、
Ｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの添加量を変化させて成分調整し溶
製した鋳片をＡｒ₃ 変態点温度以上のいずれかの温度で
板厚が３．５ｍｍになるように熱間仕上圧延を終了して
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、５５０℃〜常温の温度範
囲で巻き取った。

【００１４】このようにして得られた鋼板から図１に示
す形状の疲労試験片を鋼板板幅の１／４Ｗもしくは３／
４Ｗ位置より圧延方向が長辺になるように採取し疲労試
験に供した。ただし、疲労試験片の表面は三山仕上の研
削表面とした。疲労試験は電気油圧サーボ型疲労試験機
を用い、試験方法はＡＳＴＭ Ｅ６０６−９２に準じ
た。なお、試験条件は図２に示すように軸方向に三角波
にて完全両振り引張圧縮負荷で、全ひずみ振幅を０．２
〜０．６％、ひずみ速度を４．０×１０^-3／ｓｅｃとし
た。試験はひずみ応答および応力応答の変化を記録しな
がら行った。

【００１５】疲労試験終了後、全ひずみ振幅の条件が２
≦２１００×ε_a／ＹＰ≦４の範囲で試験を行った試験
片について図３に示すように破断部近傍１／４厚の部位
から透過型電子顕微鏡試料（薄膜）を加工ひずみが導入
されないように採取し、透過型電子顕微鏡にて転位構造
の観察を行った。ただし、透過型電子顕微鏡による観察
は２０００〜１００００倍の倍率にて結晶粒を変えて１
０視野以上観察した。ここでＹＰ：降伏応力または０．
２％耐力（ＭＰａ）、ε_a：全ひずみ振幅（％）であ
る。

【００１６】図４および図５に観察例を示す。いずれも
全ひずみ振幅ε_a=０．３％の条件である。図４は本発明
範囲外、図５は本発明範囲の例である。本発明範囲外の
図４が典型的なセル構造を示すのに対して、本発明範囲
の図５はセル構造を示さない。ここでセル構造とは疲労
現象特有な転位密度が高いセル壁（ｗａｌｌ、ｖｅｉ
ｎ、ｄｅｂｒｉｓ）に囲まれたセルが集まった構造であ
る。また、セルとはセル壁に四方を囲まれ完全に閉じた
構造のものと定義する。一方、セル構造の面積率とは１
試料で観察された各視野において目視または画像処理に
よって得られた面積率の値を観察視野毎に足し合わせ、
それを観察視野数で割ったいわゆる平均値とする。

【００１７】本発明者らは、これらの実験結果を詳細に
検討した結果、疲労試験後に観察されるフェライトでの
転位構造と低サイクル疲労強度には図６に示すように非
常に強い相関があり、フェライトでの転位構造のうちセ
ル構造の面積率が５０％以下であると低サイクル疲労強
度が向上することを新たに知見した。また、フェライト
での転位構造と０．５２Ａｌ／Ｎの値およびＣｒ＋３．
５Ｍｏ＋３９Ｖの値との関係においても図７に示すよう
に強い相関関係が認められ、０．５２Ａｌ／Ｎ≦１０か
つ（Ｃｒ＋３．５Ｍｏ＋３９Ｖ）≧０．１の領域におい
てセル構造の面積率が５０％以下になることを新たに知
見した。

【００１８】このメカニズムは必ずしも明らかではない
が以下のように推測される。通常、軟質相であるフェラ
イトに繰返しひずみが集中して繰返し軟化が起こり低サ
イクル疲労強度が低下する。従って低サイクル疲労強度
を向上させるためには軟質相であるフェライトにおいて
繰返し軟化を抑制しなければならない。本発明のごとく
固溶状態のＮ、ＣおよびＣｒ，Ｍｏ，Ｖを特定範囲で含
有すると、進入型固溶元素であるＮやＣとＣｒ，Ｍｏ，
Ｖとがフェライトにおいてペアやクラスターを形成し、
繰返し荷重下での転位の交差すべりを抑制することで転
位の再配列（セル構造の形成）による繰返し軟化を抑制
する。さらに繰返し荷重の負荷により生成する原子空孔
の作用により進入型固溶元素であるＮやＣがＣｒ，Ｍ
ｏ，Ｖのペアやクラスターから脱出し、転位を固着する
ため繰返し硬化が起こることで低サイクル疲労強度が向
上する。また、熱間圧延条件等を制限することによっ
て、フェライトにおいて進入型固溶元素であるＮやＣの
存在状態を制御し低サイクル疲労強度に優れる鋼板を製
造できることも新たに知見した。

【００１９】本発明において低サイクル疲労強度とは繰
返し降伏応力を引張強度で除した値と定義する。ここで
繰返し降伏応力は以下のように求めることができる。全
ひずみ振幅一定での疲労試験中のひずみ応答および応力
応答の変化は図８に示すようなヒステリシスループとし
て模式的に表される。材料は繰返しひずみにより軟化も
しくは硬化しこの変化がΔσの変化として得られる。材
料のΔσの値は破断寿命（Ｎｆ）の１／２の繰返し数で
ほとんど飽和し安定する。従って、この繰返し数でのΔ
σ／２をそのひずみ振幅における応力振幅σ_a と定義す
る。このσ_a を各ひずみ振幅について模式的に図示した
ものが図９である。ここでこれらのσ_aをひずみに対し
て直線近似した直線を応力−ひずみ曲線に外挿した交点
を繰返し降伏点とする。また、この交点は材料を直線弾
性体（Ｈｏｏｋｅ‘ｓ ｂｏｄｙ）と仮定したときに得
られる弾性直線との交点でも差し支えない。

【００２０】次に本発明における鋼板のミクロ組織につ
いて詳細に説明する。鋼板のミクロ組織は、疲労特性と
延性を両立させるために体積分率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、ベ
イナイトからなる複合組織とした。ただし、不可避的な
パーライト、マルテンサイトを含むことを許容するもの
である。なお、良好な疲労特性を確保するためには、パ
ーライトの体積分率は５％以下が望ましい。さらに、良
好な延性を得るためにはフェライトの体積分率は４０％
以上が望ましく、マルテンサイトの体積分率は５％未満
が望ましい。ここで、残留オーステナイト，フェライ
ト、ベイナイト、パーライト及びマルテンサイトの体積
分率とは鋼板板幅の１／４Ｗもしくは３／４Ｗ位置より
切出した試料を圧延方向断面に研磨、エッチングし、光
学顕微鏡を用い２００〜５００倍の倍率で観察された板
厚の１／４ｔにおけるミクロ組織の面積分率で定義され
る。

【００２１】続いて、本発明の化学成分の限定理由につ
いて説明する。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
性が劣化するので、０．３％以下とする。また、０．２
％超含有すると溶接性が劣化するので０．２％以下が望
ましい。一方、０．０１％未満であると強度が低下する
ので０．０１％以上とする。また、良好な延性を得るた
めの十分な残留オーステナイト量を安定的に得るために
は０．０５％以上が望ましい。さらに、固溶状態で存在
するＣはＮと同様にＣｒ、Ｍｏ、Ｖとペアやクラスター
を形成するので低サイクル疲労強度向上に有効である。
本発明においては、Ｎが十分に添加されており固溶Ｃ量
については特に範囲を定めない。ただし、上述の全Ｃ含
有量下限値以上の範囲において効果を得るために十分な
固溶Ｃ量が確保されており、その範囲は０．０００５％
以上、０．００４％以下であることが望ましい。

【００２２】Ｓｉは、所望のミクロ組織を得るのに必要
であるととも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。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、Ｍｎはオーステナイト安定化元素であ
り、良好な延性を得るための十分な残留オーステナイト
量を安定的に得るためその添加量は０．０５％以上が望
ましい。一方、３％超添加するとスラブ割れを生ずるた
め、３％以下とする。

【００２３】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
ととも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
局部延性や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。

【００２４】Ａｌは脱酸調製剤として使用しても良い。
ただし、ＡｌはＮと結合しＡｌＮを形成するため、Ｃ
ｒ、Ｍｏ、Ｖとペアやクラスターを形成する有効なＮ量
が減少するので、その添加は製造技術上無理のない範囲
で必要最小限にとどめることが望ましい。すなわち、Ａ
ｌの添加量が０．２％超ではＣｒ、Ｍｏ、Ｖとペアやク
ラスターを形成する有効なＮ量を確保するためにＮを多
量に添加せねばならず、製造コストやＡｌＮの析出によ
る加工性劣化の点で不利である。従ってＡｌの添加量の
上限は０．２％以下とする。また、ＡｌはＡｌ₂ Ｏ₃ 等
の非金属介在物を生成し疵や局部延性の低下を招く恐れ
があるのでその添加量は０．０５％以下が望ましい。さ
らに、製造コストや操業効率を悪化させない範囲で鋼中
にＮを容易に含有させるためにはさらには０．０２％以
下が望ましい。なお、Ａｌの下限は特に定めないが、
０．００１％未満では製造コストや操業効率を悪化させ
るため、０．００１％以上とすることが望ましい。

【００２５】Ｎは本発明において重要な元素の一つであ
る。本発明においては、固溶状態の進入型固溶元素であ
るＮやＣとＣｒ，Ｍｏ，Ｖとがフェライトにおいてペア
やクラスターを形成し、繰返し荷重下での転位の交差す
べりを抑制することで転位の再配列（セル構造の形成）
による繰返し軟化を抑制し、さらに繰返し荷重の負荷に
より生成する原子空孔の作用により進入型固溶元素であ
るＮやＣがＣｒ，Ｍｏ，Ｖのペアやクラスターから脱出
し転位を固着するため繰返し硬化が起こることで低サイ
クル疲労強度が向上する。従って、０．００１％以上の
添加が必須である。一方、溶鋼中にＮを多量に添加する
ためには加圧等の特別な設備および操業を必要とするの
でその上限は０．１％である。また、Ｎは多すぎると降
伏点伸びが発生し、加工性が劣化するのでより好ましく
は、０．０１％以下である。

【００２６】さらにＮはＡｌと結合してＡｌＮを形成し
易い元素であるので、低サイクル疲労強度の向上に寄与
する固溶Ｎを確保するために０．５２Ａｌ／Ｎ≦１０と
限定する。０．５２Ａｌ／Ｎの値が１０超となると、熱
間圧延後の冷却過程や巻取中、容易にＡｌＮが析出する
ためこれを上限とする。この値が１０以下であれば熱延
後の冷却速度や巻取温度を本発明の範囲で行うことによ
ってＡｌＮの過度の析出を避けることができる。また、
０．５２Ａｌ／Ｎの値が５以下では微細なＡｌＮの析出
による加工性の劣化が改善されるので、より望ましく
は、０．５２Ａｌ／Ｎ≦５である。

【００２７】一方、固溶Ｎ量は上述の全Ｎ含有量範囲で
調整しても良いが、固溶Ｎ量としては０．０００５〜
０．００４％が望ましい。固溶Ｎが０．０００５％未満
では優れた低サイクル疲労強度を得ることができず、
０．００４％超では降伏点伸びが発生し加工性が劣化す
る。さらに、腰折れ疵発生抑制の観点から固溶Ｎ量は、
０．００１２〜０．００３％が望ましい。ここで固溶Ｎ
とはＦｅ中に単独で存在するＮだけでなく、Ｃｒ，Ｍ
ｏ、Ｖ、Ｍｎ、Ｓｉ，Ｐなどの置換型固溶元素とペアや
クラスターを形成するＮも含む。固溶Ｎ量は、水素気流
中加熱抽出法によって求める。この方法は試料を２００
〜５００℃程度の温度域に加熱し、固溶Ｎと水素とを反
応させてアンモニアとし、これを質量分析し、その分析
値を換算して固溶Ｎ量を求めるものである。

【００２８】また、固溶Ｎ量は、全Ｎ量からＡｌＮ、Ｎ
ｂＮ、ＶＮ、ＴｉＮ、ＢＮなどの化合物として存在する
Ｎ量（抽出残査の化学分析から定量）を差し引いた値か
ら求めることもできる。さらには、内部摩擦法やＦＩＭ
（Ｆｉｅｌｄ Ｉｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ）によっ
て求めても良い。Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖは、本発明において重
要な元素である。Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖの添加量の上限は、加
工性の確保とコストの点から決定され、それぞれ２．
５、１、０．１％である。特にＶは添加量が多すぎると
熱間圧延条件によっては窒化物を形成し、低サイクル疲
労強度の向上に効果のある固溶Ｎの確保が困難となる可
能性があるので０．０４％以下とするのが望ましい。一
方、優れた低サイクル疲労強度を得るためには（Ｃｒ＋
３．５Ｍｏ＋３９Ｖ）≧０．１を満たす必要がある。

【００２９】さらに、降伏点伸びの発生による加工性の
劣化を回避するためには（Ｃｒ＋３．５Ｍｏ＋３９Ｖ）
≧０．４がより望ましい範囲である。また、降伏点伸び
の発生による加工性の劣化を回避するためには、Ｃｒ，
Ｍｏ，Ｖを単独で添加するよりも２種類以上を組み合わ
せて添加することがより一層効果的である。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。

【００３０】Ｂは、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％以
上、０．００２％以下とする。また、Ｂを０．０００４
％超添加するとＢＮが形成されるためＣｒ、Ｍｏ、Ｖと
ペアやクラスターを形成する有効な固溶Ｎ量が減少する
可能性がある。従ってＢの添加は、０．０００２％以上
０．０００４％以下がより望ましい範囲である。

【００３１】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、０．０００５％未満添加してもその効果がなく、Ｃ
ａ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
することが望ましい。

【００３２】Ｎｂは組織の微細化と均一化による加工性
の向上や高強度化に有効であるので必要に応じて添加す
る。しかし、その添加量が０．００１％未満では効果を
発現せず、０．１％超添加しても効果が飽和する。ま
た、Ｎ−０．１５Ｎｂの値が０．０００５％超であると
低サイクル疲労強度向上に有効な固溶Ｎの確保が困難と
なる。従って、Ｎｂの添加量は０．００１〜０．１％か
つＮ−０．１５Ｎｂ≧０．０００５％とする。一方、Ｎ
ｂを０．０１２％超添加するとＮｂＮを形成し易くな
り、低サイクル疲労強度向上に有効な固溶Ｎの確保が困
難となる恐れがあるので、０．００１〜０．０１２％が
より望ましい。

【００３３】ＴｉもＮｂと同様の効果を有するので必要
に応じて添加する。しかしその添加量が０．００１％未
満では効果を発現せず、０．１％超添加してもその効果
は飽和する。また、Ｎ−０．２９Ｔｉの値が０．０００
５％超である低サイクル疲労強度向上に有効な固溶Ｎの
確保が困難となる。従って、Ｔｉの添加量は０．００１
％〜０．１％かつＮ−０．２９Ｔｉ≧０．０００５％と
する。一方、Ｔｉを０．０１２％超添加するとＴｉＮと
して析出または晶出する可能性があり、低サイクル疲労
強度向上に有効な固溶Ｎの確保が困難となる恐れがある
ので、０．００１〜０．０１２％がより望ましい。

【００３４】さらに、強度を付与するために、析出強化
もしくは固溶強化元素としてＺｒを添加しても良い。た
だし、０．００１％未満ではその効果を得ることができ
ない。また、０．２％を超え添加してもその効果は飽和
する。従って、Ｚｒは０．００１％〜０．２％の範囲で
添加する。ただし、ＺｒはＺｒＮを形成し低サイクル疲
労強度向上に有効な固溶Ｎ量を減少させる可能性がある
ため、０．０１％以下とすることが望ましい。これらを
主成分とする鋼にＳｎ、Ｃｏ、Ｚｎ、Ｗ、Ｍｇを合計で
１％以下含有しても構わない。しかしながらＳｎは熱間
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。

【００３５】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、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
１０００℃以上が望ましい。さらに、固溶Ｎを確保する
ためにＡｌＮを溶解させる必要のある場合には、１１５
０℃以上とすることが望ましい。

【００３６】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ためである。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。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
件を満たすことが望ましい。

【００３７】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×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

【００３８】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以下とすることが望ましい。

【００３９】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）以下であることが望ましい。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。

【００４０】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１〜２０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ず、２０秒
超では、パーライトが生成し、目的とする体積分率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、ベイナイトからなる複合組織が得られな
い。

【００４１】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℃以下が望ましい。さらにＡｌＮの析出を抑
制するという観点からは７００℃以下がより望ましい。
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秒間とすることが望ましい。
また、これらの条件を満たすためには、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
させることが必要である。冷却速度の上限は特に定めな
いが、冷却設備の能力上３００℃／ｓ以下が妥当な冷却
速度である。さらに、あまりにもこの冷却速度が早いと
冷却終了温度を制御できずオーバーシュートしてＡｒ₁
変態点以下まで過冷却されてしまう可能性があるのでこ
こでの冷却速度は１５０℃／ｓ以下が望ましい。

【００４２】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炭化物を含
むベイナイトが生成してしまい十分な残留オーステナイ
トが得られず目的とする体積分率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、ベ
イナイトからな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、３００℃／ｓ以下とすることが望まし
い。

【００４３】巻取温度が４５０℃以上では、炭化物を含
むベ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、ベイナイ
トからなるミクロ組織が得られないため、巻取温度は、
４５０℃未満と限定する。また、巻取温度が３５０℃以
下では、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体積分率５％以上２
５％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、ベイナイトからなるミクロ組織が得られないた
め、巻取温度は、３５０℃超と限定する。さらに、巻取
り後の冷却速度は特に限定しないが、Ｃｕを１％以上添
加した場合、巻取り後にＣｕが析出して加工性が劣化す
るばかりでなく、疲労特性向上に有効な固溶状態のＣｕ
が失われる恐れがあるので、巻取り後の冷却速度は２０
０℃までを３０℃／ｓ以上とすることが望ましい。熱間
圧延工程終了後は必要に応じて酸洗し、その後インライ
ンまたはオフラインで圧下率１０％以下のスキンパスま
たは圧下率４０％程度までの冷間圧延を施しても構わな
い。

【００４４】

【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。

【００４５】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、残
留オーステナイト，フェライト、ベイナイト、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１／４
Ｗもしくは３／４Ｗ位置より切出した試料を圧延方向断
面に研磨、エッチングし、光学顕微鏡を用い２００〜５
００倍の倍率で観察された板厚の１／４ｔにおけるミク
ロ組織の面積分率で定義される。

【００４６】

【表１】

【００４７】

【表２】

【００４８】次に、図１に示す形状の疲労試験片を鋼板
板幅の１／４Ｗもしくは３／４Ｗ位置より圧延方向が長
辺になるように採取し低サイクル疲労試験に供した。た
だし、疲労試験片の表面は三山仕上の研削表面とした。
疲労試験は電気油圧サーボ型疲労試験機を用い、試験方
法はＡＳＴＭ Ｅ６０６−９２に準じた。なお、試験条
件は図２に示すように軸方向に三角波にて完全両振り引
張圧縮負荷で、全ひずみ振幅を０．３〜０．６％、ひず
み速度を４．０×１０^-3／ｓｅｃとした。試験はひずみ
応答および応力応答の変化を記録しながら行った。疲労
試験終了後、全ひずみ振幅の条件が２≦２１００×ε_a
／ＹＰ≦４の範囲で試験を行った試験片について図３に
示すように破断部近傍１／４厚の部位から透過型電子顕
微鏡試料（薄膜）を加工ひずみが導入されないように採
取し、透過型電子顕微鏡にて転位構造の観察を行った。
表２中に、Ｓ_cellとしてセル構造の面積率を示す。ただ
し、透過型電子顕微鏡による観察は２０００〜１０００
０倍の倍率にて結晶粒を変えて１０視野以上観察した。
ここでＹＰ：降伏応力または０．２％耐力（ＭＰａ）、
ε_a：全ひずみ振幅（％）である。

【００４９】鋼板の低サイクル疲労強度は、繰返し降伏
応力を引張強度で除した値で評価した。ここで、繰返し
降伏応力とは、破断寿命（Ｎｆ）の１／２の繰返し数で
の応力振幅σ_a をひずみに対して直線近似した直線を応
力−ひずみ曲線または弾性直線に外挿した交点とした。
本発明に沿うものは、鋼Ａ、Ｂ、Ｄ、Ｈ、Ｉ−１、Ｋ、
Ｌ、Ｍ、Ｏ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、ベイナ
イトからなる複合組織であり、疲労試験後に観察される
フェライトでの転位構造のうちセル構造の面積率が５０
％以下であることを特徴とする、低サイクル疲労強度に
優れる高延性熱延鋼板が得られている。

【００５０】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
ず十分な強度延性バランス（ＴＳ×Ｅｌ）が得られてい
ない。鋼Ｅ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延性バラン
ス（ＴＳ×Ｅｌ）が得られていない。鋼Ｆは、０．５２
Ａｌ／Ｎの値が本発明の範囲外であるので十分な低サイ
クル疲労強度（ＣＹＳ／ＴＳ）が得られていない。鋼Ｇ
は、Ｃｒ＋３．５Ｍｏ＋３９Ｖの値が本発明の範囲外で
あるので十分な低サイクル疲労強度（ＣＹＳ／ＴＳ）が
得られていない。

【００５１】鋼Ｉ−２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
ず十分な伸び（Ｅｌ）が得られていない。鋼Ｉ−３は、
仕上圧延終了温度（ＦＴ）が本発明の範囲より低く、ひ
ずみが残留して十分な伸び（Ｅｌ）が得られていない。
鋼Ｉ−４は、滞留温度（ＭＴ）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ず十分な伸び（Ｅ
ｌ）が得られていない。鋼Ｉ−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
れず十分な伸び（Ｅｌ）が得られていない。

【００５２】鋼Ｉ−６は、滞留時間（Ｔｉｍｅ）がなく
目的とするミクロ組織が得られず十分な伸び（Ｅｌ）が
得られていない。鋼Ｉ−７は、巻取温度（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ず十
分な伸び（Ｅｌ）が得られていない。鋼Ｉ−８は、巻取
温度（ＣＴ）が本発明の範囲より高く、目的とするミク
ロ組織が得られず十分な伸び（Ｅｌ）が得られていな
い。また、十分な低サイクル疲労強度（ＣＹＳ／ＴＳ）
が得られていない。鋼Ｉ−９は、滞留後の冷却速度（Ｃ
Ｒ）が本発明の範囲より遅く、目的とするミクロ組織が
得られず十分な伸び（Ｅｌ）が得られていない。また、
十分な低サイクル疲労強度（ＣＹＳ／ＴＳ）が得られて
いない。鋼Ｊは、Ｐの含有量が本発明の範囲外であるの
で十分な伸び（Ｅｌ）が得られていない。鋼Ｎは、Ｓの
含有量が本発明の範囲外であるので十分な低サイクル疲
労強度（ＣＹＳ／ＴＳ）が得られていない。

【００５３】

【発明の効果】以上詳述したように、本発明は、低サイ
クル疲労強度に優れる高延性熱延鋼板およびその製造方
法に関するものであり、これらの熱延鋼板を用いること
により、自動車足廻り部品等の耐久性が求められる部材
においての重要な特性の一つである低サイクル疲労特性
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】疲労試験片の形状を説明する図である。

【図２】疲労試験荷重負荷方法を説明する図である。

【図３】透過型電子顕微鏡試料採取位置を説明する図で
ある。

【図４】疲労試験後に観察される転位構造のうちセル構
造の例を示す電子顕微鏡写真である。

【図５】疲労試験後に観察される転位構造のうちセル構
造以外の例を示す電子顕微鏡写真である。

【図６】本発明に至る予備実験の結果を、疲労試験後の
セル構造面積率と低サイクル疲労強度（繰返し降伏応力
を引張強度で除した値）の関係で示す図である。

【図７】本発明に至る予備実験の結果を、０．５２Ａｌ
／Ｎの値の範囲、Ｃｒ＋３．５Ｍｏ＋３９Ｖの値の範囲
と疲労試験後のセル構造面積率の関係で示す図である。

【図８】疲労試験において１／２Ｎｆでの応力振幅σ_a
を説明する図である。

【図９】疲労試験において繰返し降伏応力ＣＹＳ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 EA18 EA19 EA20 EA23 EA25 EA27 EA28 EA31 EA32 EA35 EA36 EB09 FA02 FA03 FA05 FB10 FC07 FD03 FD04 FD08 FE01

Claims (8)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 質量％にて、 Ｃ ：０．０１〜０．３％、 Ｓｉ：０．０１〜２％、 Ｍｎ：０．０５〜３％、 Ｐ ≦０．１％、 Ｓ ≦０．０１％を含み、 Ａｌ≦０．２％、 Ｎ ：０．００１〜０．１％、 ０．５２Ａｌ／Ｎ≦１０を満たすようにＡｌとＮを含有
   し、かつＣｒ、Ｍｏ、Ｖのうち一種または二種以上を Ｃｒ≦２．５％、 Ｍｏ≦１％、 Ｖ ≦０．１％、 かつ（Ｃｒ＋３．５Ｍｏ＋３９Ｖ）≧０．１を満たすよ
   うに含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼
   であって、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、ベイナイトからなる複合組織であり、疲労試験後に
   観察されるフェライトでの転位構造のうちセル構造の面
   積率が５０％以下であることを特徴とする、低サイクル
   疲労強度に優れる高延性熱延鋼板。
2. 【請求項２】 前記鋼が、さらに、質量％にて、Ｃｕ：
   ０．２〜２％を含有することを特徴とする、請求項１に
   記載の低サイクル疲労強度に優れる高延性熱延鋼板。
3. 【請求項３】 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または請求項２に記載の低サイクル疲労強
   度に優れる高延性熱延鋼板。
4. 【請求項４】 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な
   いし請求項３のいずれか１項に記載の低サイクル疲労強
   度に優れる高延性熱延鋼板。
5. 【請求項５】 前記鋼が、さらに、質量％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、請求項
   １ないし請求項４のいずれか１項に記載の低サイクル疲
   労強度に優れる高延性熱延鋼板。
6. 【請求項６】 前記鋼が、さらに、質量％にて、Ｎｂ：
   ０．００１〜０．１％かつＮ−０．１５Ｎｂ≧０．００
   ０５％、Ｔｉ：０．００１〜０．１％かつＮ−０．２９
   Ｔｉ≧０．０００５％、Ｚｒ：０．００１〜０．２％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５のいずれか１項に記載の低サイクル
   疲労強度に優れる高延性熱延鋼板。
7. 【請求項７】 請求項１ないし請求項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℃超４５０℃
   未満の温度範囲の巻取温度で巻き取り、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、ベイナイトからなる複
   合組織であり、疲労試験後に観察されるフェライトでの
   転位構造のうちセル構造の面積率が５０％以下である鋼
   板を得ることを特徴とする、低サイクル疲労強度に優れ
   る高延性熱延鋼板の製造方法。
8. 【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ない、Ａｒ₃ 変態点温度以上Ａｒ
   ₃ 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記載の低サイクル疲労強度に
   優れる高延性熱延鋼板の製造方法。