JP2002129286A - バーリング加工性に優れる加工誘起変態型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加工誘起変態型複合組織鋼板およびその製造方法Info
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- JP2002129286A JP2002129286A JP2000330191A JP2000330191A JP2002129286A JP 2002129286 A JP2002129286 A JP 2002129286A JP 2000330191 A JP2000330191 A JP 2000330191A JP 2000330191 A JP2000330191 A JP 2000330191A JP 2002129286 A JP2002129286 A JP 2002129286A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 バーリング加工性に優れた加工誘起変態型複
合組織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％、Ａｌ：０．００５〜１％、を含む鋼
であって、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
びベイナイトからなる複合組織であり、残留オーステナ
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、残留オーステナイト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ーリング加工性に優れる加工誘起
変態型複合組織鋼板、および上記成分の鋼を、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、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ることを特徴とする
上記鋼板の製造方法。
合組織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％、Ａｌ：０．００５〜１％、を含む鋼
であって、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
びベイナイトからなる複合組織であり、残留オーステナ
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、残留オーステナイト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ーリング加工性に優れる加工誘起
変態型複合組織鋼板、および上記成分の鋼を、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、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
に優れた引張強度５４０ＭＰａ以上の加工誘起変態型複
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バーリン
グ加工性や延性と耐久性の両立が求められる素材として
好適なバーリング加工性に優れた加工誘起変態型複合組
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以上の加工誘起変態型複
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バーリン
グ加工性や延性と耐久性の両立が求められる素材として
好適なバーリング加工性に優れた加工誘起変態型複合組
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。
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
バーリング加工性、延性、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。
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。
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
バーリング加工性、延性、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。
【０００４】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バーリング加工性と疲労耐久性
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バーリング加工性と疲労耐久性
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。
【０００５】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
伴ってバーリング加工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バーリ
ング加工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ったバーリング加
工性が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
伴ってバーリング加工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バーリ
ング加工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ったバーリング加
工性が７８０ＭＰａ級では問題となる可能性がある。
【０００６】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や延性に加
えてバーリング加工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−マルテンサイト等の複合組織とし、かつバーリン
グ加工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ほとん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（バーリング
加工性）を確保する技術が開示されている。
の高強度鋼板の適用にあたっては疲労耐久性や延性に加
えてバーリング加工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−マルテンサイト等の複合組織とし、かつバーリン
グ加工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ほとん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（バーリング
加工性）を確保する技術が開示されている。
【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
ーリング加工性や延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
ーリング加工性や延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。
【０００８】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たいるために伸びが十
分得られない。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
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５４０ＭＰ
ａ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。
公報はフェライト粒を析出強化したいるために伸びが十
分得られない。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
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５４０ＭＰ
ａ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。
【０００９】
【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や延性と疲労特性の両
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、残留オー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
テナイト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や延性と疲労特性の両
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、残留オー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
テナイト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。
【００１０】すなわち、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％、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
ベイナイトからなる複合組織であり、残留オーステナイ
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、残留オーステナイト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、バーリング加工性に優れる加工誘起
変態型複合組織鋼板。
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％、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
ベイナイトからなる複合組織であり、残留オーステナイ
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、残留オーステナイト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、バーリング加工性に優れる加工誘起
変態型複合組織鋼板。
【００１１】（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、（１）
に記載のバーリング加工性に優れる加工誘起変態型複合
組織鋼板。 （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、（１）
または（２）に記載のバーリング加工性に優れる加工誘
起変態型複合組織鋼板。
ｕ：０．２〜２％を含有することを特徴とする、（１）
に記載のバーリング加工性に優れる加工誘起変態型複合
組織鋼板。 （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、（１）
または（２）に記載のバーリング加工性に優れる加工誘
起変態型複合組織鋼板。
【００１２】（４）前記鋼が、さらに、質量％にて、Ｎ
ｉ：０．１〜１％を含有することを特徴とする、（１）
ないし（３）のいずれか１項に記載のバーリング加工性
に優れる加工誘起変態型複合組織鋼板。 （５）前記鋼が、さらに、質量％にて、Ｃａ：０．００
０５〜０．００２％、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、
（１）ないし（４）のいずれか１項に記載のバーリング
加工性に優れる加工誘起変態型複合組織鋼板。
ｉ：０．１〜１％を含有することを特徴とする、（１）
ないし（３）のいずれか１項に記載のバーリング加工性
に優れる加工誘起変態型複合組織鋼板。 （５）前記鋼が、さらに、質量％にて、Ｃａ：０．００
０５〜０．００２％、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、
（１）ないし（４）のいずれか１項に記載のバーリング
加工性に優れる加工誘起変態型複合組織鋼板。
【００１３】（６）前記鋼が、さらに、質量％にて、Ｔ
ｉ：０．０５〜０．５％、Ｎｂ：０．０１〜０．５％、
Ｍｏ：０．０５〜１％、Ｖ：０．０２〜０．２％、Ｃ
ｒ：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）な
いし（５）のいずれか１項に記載のバーリング加工性に
優れる加工誘起変態型複合組織鋼板。
ｉ：０．０５〜０．５％、Ｎｂ：０．０１〜０．５％、
Ｍｏ：０．０５〜１％、Ｖ：０．０２〜０．２％、Ｃ
ｒ：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）な
いし（５）のいずれか１項に記載のバーリング加工性に
優れる加工誘起変態型複合組織鋼板。
【００１４】（７）（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℃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及びベイナイトからなる
複合組織であり、残留オー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
テナイト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加工誘起変態型複
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（７）記載のバーリング加工性に優れる加工誘起変
態型複合組織鋼板の製造方法にある。
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及びベイナイトからなる
複合組織であり、残留オー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
テナイト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加工誘起変態型複
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（７）記載のバーリング加工性に優れる加工誘起変
態型複合組織鋼板の製造方法にある。
【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、バーリング加工性に及ぼ
す残留オーステナイトの体積分率をその平均粒径で除し
た値および残留オーステナイト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、５
５０℃〜常温で巻き取った。
結果について説明する。まず、バーリング加工性に及ぼ
す残留オーステナイトの体積分率をその平均粒径で除し
た値および残留オーステナイト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、５
５０℃〜常温で巻き取った。
【００１６】これらの鋼板について穴拡げ試験を行った
結果を残留オーステナイトの体積分率をその平均粒径で
除した値および残留オーステナイト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について整理したも
のを図１に示す。この結果より、残留オーステナイトの
体積分率Ｖｓをその平均粒径ｄｍで除した値および残留
オーステナイトの硬さの平均値Ｈｖｓをフェライトの硬
さの平均値Ｈｖｆで除した値と穴拡げ性には強い相関が
あり、残留オーステナイトの体積分率Ｖｓをその平均粒
径ｄｍで除した値および残留オーステナイトの硬さの平
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新規に知見した。
結果を残留オーステナイトの体積分率をその平均粒径で
除した値および残留オーステナイト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について整理したも
のを図１に示す。この結果より、残留オーステナイトの
体積分率Ｖｓをその平均粒径ｄｍで除した値および残留
オーステナイトの硬さの平均値Ｈｖｓをフェライトの硬
さの平均値Ｈｖｆで除した値と穴拡げ性には強い相関が
あり、残留オーステナイトの体積分率Ｖｓをその平均粒
径ｄｍで除した値および残留オーステナイトの硬さの平
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、残留オーステナイトの体積分率をその平均粒径で除
した値（残留オーステナイト粒の大きさ）が大きすぎる
とミクロ組織の均一性が失われ、残留オーステナイトと
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、残留オーステナイト
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
（フェライトと残留オーステナイトの強度差）が大きす
ぎると残留オーステナイト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残留オーステナイトの効果が失
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。
が、残留オーステナイトの体積分率をその平均粒径で除
した値（残留オーステナイト粒の大きさ）が大きすぎる
とミクロ組織の均一性が失われ、残留オーステナイトと
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、残留オーステナイト
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
（フェライトと残留オーステナイトの強度差）が大きす
ぎると残留オーステナイト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残留オーステナイトの効果が失
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。
【００１８】なお、硬さ測定法はＪＩＳ Ｚ ２２４４
記載のビッカース硬さ試験―試験方法に従って測定し
た。ただし、試験力は０．０４９〜０．０９８Ｎ、保持
時間は１５秒である。また、残留オ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。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ＪＦＳ Ｔ 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。
記載のビッカース硬さ試験―試験方法に従って測定し
た。ただし、試験力は０．０４９〜０．０９８Ｎ、保持
時間は１５秒である。また、残留オ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。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ＪＦＳ Ｔ 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。
【００１９】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、疲労特性や
延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
方向断面に研磨し、ナイタール試薬および特開平５−１
６３５９０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。
いて詳細に説明する。鋼板のミクロ組織は、疲労特性や
延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
方向断面に研磨し、ナイタール試薬および特開平５−１
６３５９０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。
【００２０】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、
残留オーステナイトの体積分率は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Ｋα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。 Ｖγ＝（２／３）｛１００／（０．７×α（２１１）／
γ（２２０）＋１）｝＋（１／３）｛１００／（０．７
８×α（２１１）／γ（３１１）＋１）｝ ただし、α（２１１）、γ（２２０）およびγ（３１
１）は、それぞれフェライト（α），オーステナイト
（γ）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。
構造が違うため結晶学的に容易に識別できる。従って、
残留オーステナイトの体積分率は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Ｋα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。 Ｖγ＝（２／３）｛１００／（０．７×α（２１１）／
γ（２２０）＋１）｝＋（１／３）｛１００／（０．７
８×α（２１１）／γ（３１１）＋１）｝ ただし、α（２１１）、γ（２２０）およびγ（３１
１）は、それぞれフェライト（α），オーステナイト
（γ）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。
【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。
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。
【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。
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
局部延性やバーリング加工性を劣化させる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。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伸び
を劣化させるので好ましくは０．５％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
局部延性やバーリング加工性を劣化させる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。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伸び
を劣化させるので好ましくは０．５％以下とする。
【００２４】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。
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。
【００２５】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。
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。
【００２６】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．
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を添加しても本発明の効
果を得ることができ、その含有量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。
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．
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を添加しても本発明の効
果を得ることができ、その含有量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。
【００２７】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。
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。
【００２８】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）を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変態点温度を下回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Ａｒ
3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）を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変態点温度を下回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Ａｒ
3変態点温度以上Ａｒ3変態点温度＋１００℃以下とす
る。
【００２９】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。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
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。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
【００３０】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 流量Ｌは以下のように記述される。 Ｌ（リットル／ｃｍ2）＝Ｖ／（Ｗ×ｖ）
【００３１】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。
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。
【００３２】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。
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。
【００３３】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ない。一方、
２０秒超では、パーライトが生成し、目的とするミクロ
組織が得られない。
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ない。一方、
２０秒超では、パーライトが生成し、目的とするミクロ
組織が得られない。
【００３４】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１〜１
０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１５
０℃／ｓ以下が望ましい。
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１〜１
０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１５
０℃／ｓ以下が望ましい。
【００３５】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多
く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。
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多
く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。
【００３６】次に、巻取温度は４５０℃以上では、炭化
物を多く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。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。
物を多く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。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。
【００３７】
【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。
【００３８】
【表１】
【００３９】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。表２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、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、残留オー
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ＪＩＳ Ｚ ２２４４記載のビッカース硬さ試
験―試験方法に従って測定した。ただし、試験力は０．
０４９〜０．０９８Ｎ、保持時間は１５秒である。
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。表２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、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、残留オー
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ＪＩＳ Ｚ ２２４４記載のビッカース硬さ試
験―試験方法に従って測定した。ただし、試験力は０．
０４９〜０．０９８Ｎ、保持時間は１５秒である。
【００４０】さらに、図２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σ
B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ＪＦＳ Ｔ１００１−１９９６
記載の穴拡げ試験方法に従って穴拡げ値にて評価した。
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σ
B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ＪＦＳ Ｔ１００１−１９９６
記載の穴拡げ試験方法に従って穴拡げ値にて評価した。
【００４１】
【表２】
【００４２】本発明に沿うものは、鋼Ａ−１、Ｅ、Ｉ、
Ｊ、Ｋ、Ｌ、Ｍ，Ｎ、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
イト及びベイナイトからなる複合組織であり、残留オー
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、残留オーステナイトの硬さの平均値を
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。
Ｊ、Ｋ、Ｌ、Ｍ，Ｎ、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
イト及びベイナイトからなる複合組織であり、残留オー
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、残留オーステナイトの硬さの平均値を
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。
【００４３】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）が本発明の範囲より低い。従って、ひず
みが残留して強度―延性バランス（ＴＳ×Ｅｌ）が低
く、穴拡げ値（λ）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―延性バランス（ＴＳ
×Ｅｌ）が低く、疲労限度比（σW／σB）も低い。鋼Ａ
−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ていないため強度―延性バ
ランス（ＴＳ×Ｅｌ）が低く、疲労限度比（σW／σB）
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）が本発明の範囲より低い。従って、ひず
みが残留して強度―延性バランス（ＴＳ×Ｅｌ）が低
く、穴拡げ値（λ）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―延性バランス（ＴＳ
×Ｅｌ）が低く、疲労限度比（σW／σB）も低い。鋼Ａ
−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ていないため強度―延性バ
ランス（ＴＳ×Ｅｌ）が低く、疲労限度比（σW／σB）
も低い。
【００４４】鋼Ａ−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―延性バランス（ＴＳ×Ｅｌ）が低く、疲労限
度比（σW／σB）も低い。鋼Ａ−６は、滞留時間（Ｍ
Ｔ）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―延性バランス（ＴＳ×Ｅｌ）が低く、疲労限度
比（σW／σB）も低い。また十分な穴拡げ値（λ）も得
られていない。鋼Ａ−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―延性バランス（ＴＳ×Ｅｌ）が低
く、疲労限度比（σW／σB）も低い。また十分な穴拡げ
値（λ）も得られていない。鋼Ａ−８は、巻取温度（Ｃ
Ｔ）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―延性バランス（ＴＳ×Ｅｌ）
が低い。鋼Ａ−９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ていないため
強度―延性バランス（ＴＳ×Ｅｌ）が低い。
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―延性バランス（ＴＳ×Ｅｌ）が低く、疲労限
度比（σW／σB）も低い。鋼Ａ−６は、滞留時間（Ｍ
Ｔ）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―延性バランス（ＴＳ×Ｅｌ）が低く、疲労限度
比（σW／σB）も低い。また十分な穴拡げ値（λ）も得
られていない。鋼Ａ−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―延性バランス（ＴＳ×Ｅｌ）が低
く、疲労限度比（σW／σB）も低い。また十分な穴拡げ
値（λ）も得られていない。鋼Ａ−８は、巻取温度（Ｃ
Ｔ）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―延性バランス（ＴＳ×Ｅｌ）
が低い。鋼Ａ−９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ていないため
強度―延性バランス（ＴＳ×Ｅｌ）が低い。
【００４５】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（σW／σB）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（σW／σB）が得
られていない。鋼Ｄは、Ｍｎ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―延性バランス（ＴＳ×Ｅｌ）が低く、疲労限度比
（σW／σB）も低い。鋼Ｆ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（λ）および疲労限度比（σW／
σB）が得られていない。鋼Ｈ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）、穴拡げ値
（λ）および疲労限度比（σW／σB）が得られていな
い。
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（σW／σB）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（σW／σB）が得
られていない。鋼Ｄは、Ｍｎ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―延性バランス（ＴＳ×Ｅｌ）が低く、疲労限度比
（σW／σB）も低い。鋼Ｆ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（λ）および疲労限度比（σW／
σB）が得られていない。鋼Ｈ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）、穴拡げ値
（λ）および疲労限度比（σW／σB）が得られていな
い。
【００４６】
【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以上の加工誘
起変態型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
特性や延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、本発明は、工業
的価値が高い発明であると言える。
ング加工性に優れた引張強度５４０ＭＰａ以上の加工誘
起変態型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
特性や延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、本発明は、工業
的価値が高い発明であると言える。
【図１】本発明に至る予備実験の結果を、残留オーステ
ナイトの体積分率をその平均粒径で除した値、残留オー
ステナイト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。
ナイトの体積分率をその平均粒径で除した値、残留オー
ステナイト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２】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 38/58 Ｃ２２Ｃ 38/58 (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 Ｆターム(参考） 4K032 AA01 AA02 AA04 AA05 AA08 AA11 AA14 AA15 AA16 AA17 AA19 AA22 AA23 AA27 AA29 AA31 AA32 AA35 AA36 AA39 AA40 BA01 CC03 CD03 CE01 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 FC03 FC04 FC07 FD03 FD04 FD08 FE01 FE06 JA06
Claims (8)
- 【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％、 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
びベイナイトからなる複合組織であり、残留オーステナ
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、残留オーステナイト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、バーリング加工性に優れる加工誘
起変態型複合組織鋼板。 - 【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
記載のバーリング加工性に優れる加工誘起変態型複合組
織鋼板。 - 【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に記載のバーリング加工性
に優れる加工誘起変態型複合組織鋼板。 - 【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項に記載のバーリング加工性
に優れる加工誘起変態型複合組織鋼板。 - 【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項に記載のバーリング加
工性に優れる加工誘起変態型複合組織鋼板。 - 【請求項６】 前記鋼が、さらに、質量％にて、 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ないし請求項５のいずれか１項に記載のバーリン
グ加工性に優れる加工誘起変態型複合組織鋼板。 - 【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及びベイナイトからなる
複合組織であり、残留オー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
テナイト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加工誘起変態型複
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ない、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
る加工誘起変態型複合組織鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000330191A JP2002129286A (ja) | 2000-10-30 | 2000-10-30 | バーリング加工性に優れる加工誘起変態型複合組織鋼板およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000330191A JP2002129286A (ja) | 2000-10-30 | 2000-10-30 | バーリング加工性に優れる加工誘起変態型複合組織鋼板およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2002129286A true JP2002129286A (ja) | 2002-05-09 |
Family
ID=18806757
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2000330191A Withdrawn JP2002129286A (ja) | 2000-10-30 | 2000-10-30 | バーリング加工性に優れる加工誘起変態型複合組織鋼板およびその製造方法 |
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| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2002129286A (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2007056348A (ja) * | 2005-08-26 | 2007-03-08 | Nippon Steel Corp | 線状加熱による曲げ加工が容易な鋼板及びその製造方法 |
| KR100946048B1 (ko) | 2002-12-27 | 2010-03-09 | 주식회사 포스코 | 변형유기 동적변태를 이용한 고강도 초세립강 제조방법 |
| TWI575084B (zh) * | 2015-07-31 | 2017-03-21 | 新日鐵住金股份有限公司 | 應變誘發相變態型複合組織鋼板及其製造方法 |
| WO2018179387A1 (ja) | 2017-03-31 | 2018-10-04 | 新日鐵住金株式会社 | 熱間圧延鋼板 |
| JP2020509192A (ja) * | 2016-12-20 | 2020-03-26 | ポスコＰｏｓｃｏ | 溶接性及び延性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法 |
| US10689724B2 (en) | 2015-07-31 | 2020-06-23 | Nippon Steel Corporation | Steel sheet with strain induced transformation type composite structure and method of manufacturing same |
-
2000
- 2000-10-30 JP JP2000330191A patent/JP2002129286A/ja not_active Withdrawn
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100946048B1 (ko) | 2002-12-27 | 2010-03-09 | 주식회사 포스코 | 변형유기 동적변태를 이용한 고강도 초세립강 제조방법 |
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| WO2018179387A1 (ja) | 2017-03-31 | 2018-10-04 | 新日鐵住金株式会社 | 熱間圧延鋼板 |
| KR20190135505A (ko) | 2017-03-31 | 2019-12-06 | 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 | 열간 압연 강판 |
| US10894996B2 (en) | 2017-03-31 | 2021-01-19 | Nippon Steel Corporation | Hot rolled steel sheet |
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