JP2003073775A - 形状凍結性と成形後の耐久疲労特性に優れた高張力熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
形状凍結性と成形後の耐久疲労特性に優れた高張力熱延鋼板およびその製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 熱延ままで、優れた形状凍結性を有すると共
に、成形後の耐久疲労特性に優れ、しかも溶接性や化成
処理性にも優れる、引張り強さが 590 MPaレベル以上の
高張力熱延鋼板を提供する。 【解決手段】 Ｃ：0.02〜0.2 mass％、Si：0.5 〜2.0
mass％、Mn：1.0 〜3.0mass％、Mo：0.1 〜0.6 mass
％、Al：0.01〜0.1 mass％、Ｎ：0.002 〜0.006 mass
％、Ｐ：0.03mass％以下およびＳ：0.01mass％以下で、
かつ固溶（Ｃ＋Ｎ）：0.0010mass％以上を満足する範囲
で含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成にする
と共に、主相がフェライトで、第２相が体積比率で５〜
30％のマルテンサイト相からなり、両者の合計が体積比
率で95％以上となる鋼組織とし、さらにフェライトの平
均結晶粒径が８μm 以下とする。
に、成形後の耐久疲労特性に優れ、しかも溶接性や化成
処理性にも優れる、引張り強さが 590 MPaレベル以上の
高張力熱延鋼板を提供する。 【解決手段】 Ｃ：0.02〜0.2 mass％、Si：0.5 〜2.0
mass％、Mn：1.0 〜3.0mass％、Mo：0.1 〜0.6 mass
％、Al：0.01〜0.1 mass％、Ｎ：0.002 〜0.006 mass
％、Ｐ：0.03mass％以下およびＳ：0.01mass％以下で、
かつ固溶（Ｃ＋Ｎ）：0.0010mass％以上を満足する範囲
で含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成にする
と共に、主相がフェライトで、第２相が体積比率で５〜
30％のマルテンサイト相からなり、両者の合計が体積比
率で95％以上となる鋼組織とし、さらにフェライトの平
均結晶粒径が８μm 以下とする。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、プレス加工後、焼
付け塗装を施して製造される自動車のホイールディスク
等の使途に供して好適な、引張強さが 590 MPaレベル以
上で、形状凍結性と成形後の耐久疲労特性に優れた高張
力熱延鋼板およびその製造方法に関するものである。
付け塗装を施して製造される自動車のホイールディスク
等の使途に供して好適な、引張強さが 590 MPaレベル以
上で、形状凍結性と成形後の耐久疲労特性に優れた高張
力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、自動車車体の軽量化を目的とし
て、車体構造材料の高強度化が進められており、とりわ
けコストの面でも有利な高張力熱延鋼板の適用が試みら
れている。しかしながら、鋼板を高張力化すると、一般
に延性が低下し、割れやしわ等が発生し易くなるだけで
なく、プレス成形後のスプリングバック量の増大によ
り、形状凍結性が劣化して形状精度の低下を来し、寸法
誤差が生じる等の問題が発生するため、形状凍結性の良
好な鋼板が求められている。
て、車体構造材料の高強度化が進められており、とりわ
けコストの面でも有利な高張力熱延鋼板の適用が試みら
れている。しかしながら、鋼板を高張力化すると、一般
に延性が低下し、割れやしわ等が発生し易くなるだけで
なく、プレス成形後のスプリングバック量の増大によ
り、形状凍結性が劣化して形状精度の低下を来し、寸法
誤差が生じる等の問題が発生するため、形状凍結性の良
好な鋼板が求められている。
【０００３】また、特にホイールディスクは、プレス成
形後、焼付け塗装を施されて、自動車に組み込まれる
が、この部品は、自動車の走行安全性に関わる重要保安
部品であることから、疲労について厳しい耐久性が求め
られる。従って、かかる部品については、部品成形−塗
装後の耐久疲労特性も非常に重要になってくる。
形後、焼付け塗装を施されて、自動車に組み込まれる
が、この部品は、自動車の走行安全性に関わる重要保安
部品であることから、疲労について厳しい耐久性が求め
られる。従って、かかる部品については、部品成形−塗
装後の耐久疲労特性も非常に重要になってくる。
【０００４】従来から知られている熱延高張力鋼板とし
て、最も一般的なものに、低Ｃ鋼に0.2 mass％以下程度
のNbやTi，Ｖなどを添加したいわゆる低合金高張力鋼板
（ＨＳＬＡ鋼）がある。この鋼板は、比較的容易かつ安
価に製造できるという利点はあるものの、降伏比が高い
ために成形加工後の形状凍結性に劣るという問題があっ
た。
て、最も一般的なものに、低Ｃ鋼に0.2 mass％以下程度
のNbやTi，Ｖなどを添加したいわゆる低合金高張力鋼板
（ＨＳＬＡ鋼）がある。この鋼板は、比較的容易かつ安
価に製造できるという利点はあるものの、降伏比が高い
ために成形加工後の形状凍結性に劣るという問題があっ
た。
【０００５】また、特開昭60−181230号公報には、フェ
ライトとベイナイトの２相組織によって高張力化を図っ
た熱延鋼板が提案されている。このような組織形態にす
ることによって延性は向上するけれども、第２相がベイ
ナイト主体のミクロ組織では、降伏比が高いため、ＨＳ
ＬＡ鋼と同様、成形加工後の形状凍結性に劣るという問
題があった。
ライトとベイナイトの２相組織によって高張力化を図っ
た熱延鋼板が提案されている。このような組織形態にす
ることによって延性は向上するけれども、第２相がベイ
ナイト主体のミクロ組織では、降伏比が高いため、ＨＳ
ＬＡ鋼と同様、成形加工後の形状凍結性に劣るという問
題があった。
【０００６】さらに、特公昭56−54371 号公報および特
公昭61−11291 号公報には、主相をフェライトとし、第
２相を硬質マルテンサイト相とした、降伏点が低く、強
度−伸びバランスの良好な鋼板が提案されている。しか
しながら、このような鋼板は、母材のままでは妥当な疲
労特性を呈するものの、自動車用のホイールディスクに
適用した場合、部品への成形加工後には高い耐久疲労特
性が得られないというところに問題を残していた。
公昭61−11291 号公報には、主相をフェライトとし、第
２相を硬質マルテンサイト相とした、降伏点が低く、強
度−伸びバランスの良好な鋼板が提案されている。しか
しながら、このような鋼板は、母材のままでは妥当な疲
労特性を呈するものの、自動車用のホイールディスクに
適用した場合、部品への成形加工後には高い耐久疲労特
性が得られないというところに問題を残していた。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】この発明は、上記の問
題を有利に解決するもので、熱延ままで、優れた形状凍
結性を有すると共に、成形後の耐久疲労特性に優れ、し
かも溶接性や化成処理性にも優れる、引張り強さが 590
MPaレベル以上の高張力熱延鋼板を、その有利な製造方
法と共に提案することを目的とする。
題を有利に解決するもので、熱延ままで、優れた形状凍
結性を有すると共に、成形後の耐久疲労特性に優れ、し
かも溶接性や化成処理性にも優れる、引張り強さが 590
MPaレベル以上の高張力熱延鋼板を、その有利な製造方
法と共に提案することを目的とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】さて、発明者らは、上記
の目的を達成するために鋭意研究を行った結果、以下に
述べる知見を得た。 (a) 鋼成分を適正に調整した上で、熱間圧延条件および
その後の冷却条件を適正に制御することにより、ミクロ
組織が最適化され、機械的特性、特に降伏比を従来より
も低く抑えて、低い応力で塑性変形を進行させることが
可能になる結果、形状凍結性が向上する。 (b) また、同じく、鋼成分と熱延条件を適正化して、侵
入型固溶元素であるＣとＮをある濃度以上固溶させるこ
とによって、自動車部品への成形後の焼付け塗装時に強
度上昇を起こさせる、いわゆる焼付硬化性を向上させる
ことができ、その結果、耐久疲労特性が著しく向上す
る。 (c) さらに、上記したような成形後の強度上昇は、耐久
疲労特性の向上だけでなく、降伏応力が低くなることに
よる部材の剛性低下の問題、つまり加工度の低い部位で
は十分な加工硬化が生じないため剛性が低下する問題に
対しても、十分な強度を補って上記の問題を解消すると
いう効果も併せ持つ。
の目的を達成するために鋭意研究を行った結果、以下に
述べる知見を得た。 (a) 鋼成分を適正に調整した上で、熱間圧延条件および
その後の冷却条件を適正に制御することにより、ミクロ
組織が最適化され、機械的特性、特に降伏比を従来より
も低く抑えて、低い応力で塑性変形を進行させることが
可能になる結果、形状凍結性が向上する。 (b) また、同じく、鋼成分と熱延条件を適正化して、侵
入型固溶元素であるＣとＮをある濃度以上固溶させるこ
とによって、自動車部品への成形後の焼付け塗装時に強
度上昇を起こさせる、いわゆる焼付硬化性を向上させる
ことができ、その結果、耐久疲労特性が著しく向上す
る。 (c) さらに、上記したような成形後の強度上昇は、耐久
疲労特性の向上だけでなく、降伏応力が低くなることに
よる部材の剛性低下の問題、つまり加工度の低い部位で
は十分な加工硬化が生じないため剛性が低下する問題に
対しても、十分な強度を補って上記の問題を解消すると
いう効果も併せ持つ。
【０００９】上記の知見について、いま少し詳しく説明
すると、次のとおりである。鋼中にMoを添加することに
より、初期オーステナイト粒が細粒化され、最終製品で
の結晶粒が細かくなる。また、MoさらにはCrの添加は、
焼入れ性を向上させて、第２相をマルテンサイトを主体
とするミクロ組織にする効果もあり、降伏比を低下させ
て形状凍結性を向上させる。さらに、結晶粒の細粒化に
より、強度−伸びバランス特性が改善される。またさら
に、Moは、フェライト中に固溶して、引張強さを上昇さ
せると共に、軟質なフェライト粒を強化して、疲労強度
を向上させる効果もある。鋼中へのＮの添加は、第２相
マルテンサイト中へのＣ濃化および微細な炭化物の形成
により固溶Ｃ量が減少するため、フェライト中での侵入
型固溶元素（Ｃ＋Ｎ）量を確保する上で必要であり、こ
れによって成形後の焼付け塗装工程での熱処理により強
度上昇を図ることができる。フェライト中への侵入型固
溶元素量の確保には、フェライト変態後に急冷して、低
温で巻き取ることが必要不可欠で、これにより、Ｃのα
→γへの拡散を抑制して、フェライト中に多くの固溶Ｃ
を残存させることが可能となる。また、急冷と低温巻き
取りにより、比較的低いＣ濃度のγ相においても、冷却
後にマルテンサイト変態が生じ易くなり、第２相として
マルテンサイト主体のミクロ組織が得易くなる。本発明
は、上記の知見に立脚するものである。
すると、次のとおりである。鋼中にMoを添加することに
より、初期オーステナイト粒が細粒化され、最終製品で
の結晶粒が細かくなる。また、MoさらにはCrの添加は、
焼入れ性を向上させて、第２相をマルテンサイトを主体
とするミクロ組織にする効果もあり、降伏比を低下させ
て形状凍結性を向上させる。さらに、結晶粒の細粒化に
より、強度−伸びバランス特性が改善される。またさら
に、Moは、フェライト中に固溶して、引張強さを上昇さ
せると共に、軟質なフェライト粒を強化して、疲労強度
を向上させる効果もある。鋼中へのＮの添加は、第２相
マルテンサイト中へのＣ濃化および微細な炭化物の形成
により固溶Ｃ量が減少するため、フェライト中での侵入
型固溶元素（Ｃ＋Ｎ）量を確保する上で必要であり、こ
れによって成形後の焼付け塗装工程での熱処理により強
度上昇を図ることができる。フェライト中への侵入型固
溶元素量の確保には、フェライト変態後に急冷して、低
温で巻き取ることが必要不可欠で、これにより、Ｃのα
→γへの拡散を抑制して、フェライト中に多くの固溶Ｃ
を残存させることが可能となる。また、急冷と低温巻き
取りにより、比較的低いＣ濃度のγ相においても、冷却
後にマルテンサイト変態が生じ易くなり、第２相として
マルテンサイト主体のミクロ組織が得易くなる。本発明
は、上記の知見に立脚するものである。
【００１０】すなわち、本発明の要旨構成は次のとおり
である。 １．Ｃ：0.02〜0.2 mass％、Si：0.5 〜2.0 mass％、M
n：1.0 〜3.0 mass％、Mo：0.1 〜0.6 mass％、Al：0.0
1〜0.1 mass％、Ｎ：0.002 〜0.006 mass％、Ｐ：0.03m
ass％以下およびＳ：0.01mass％以下で、かつ固溶（Ｃ
＋Ｎ）：0.0010mass％以上を満足する範囲で含有し、残
部はFeおよび不可避的不純物の組成になり、主相がフェ
ライトで、第２相が体積比率で５〜30％のマルテンサイ
ト相からなり、両者の合計が体積比率で95％以上となる
鋼組織を有し、しかもフェライトの平均結晶粒径が８μ
m 以下であることを特徴とする、形状凍結性と成形後の
耐久疲労特性に優れた高張力熱延鋼板。
である。 １．Ｃ：0.02〜0.2 mass％、Si：0.5 〜2.0 mass％、M
n：1.0 〜3.0 mass％、Mo：0.1 〜0.6 mass％、Al：0.0
1〜0.1 mass％、Ｎ：0.002 〜0.006 mass％、Ｐ：0.03m
ass％以下およびＳ：0.01mass％以下で、かつ固溶（Ｃ
＋Ｎ）：0.0010mass％以上を満足する範囲で含有し、残
部はFeおよび不可避的不純物の組成になり、主相がフェ
ライトで、第２相が体積比率で５〜30％のマルテンサイ
ト相からなり、両者の合計が体積比率で95％以上となる
鋼組織を有し、しかもフェライトの平均結晶粒径が８μ
m 以下であることを特徴とする、形状凍結性と成形後の
耐久疲労特性に優れた高張力熱延鋼板。
【００１１】２．上記１において、鋼板が、さらにCr：
0.2 mass％以下、Ca：0.001 〜0.005 mass％およびRE
M：0.001 〜0.005 mass％のうちから選んだ１種または
２種以上を含有する組成になることを特徴とする、形状
凍結性と成形後の耐久疲労特性に優れた高張力熱延鋼
板。
0.2 mass％以下、Ca：0.001 〜0.005 mass％およびRE
M：0.001 〜0.005 mass％のうちから選んだ１種または
２種以上を含有する組成になることを特徴とする、形状
凍結性と成形後の耐久疲労特性に優れた高張力熱延鋼
板。
【００１２】３．Ｃ：0.02〜0.2 mass％、Si：0.5 〜2.
0 mass％、Mn：1.0 〜3.0 mass％、Mo：0.1 〜0.6 mass
％、Al：0.01〜0.1 mass％、Ｎ：0.002 〜0.006 mass
％、Ｐ：0.03mass％以下およびＳ：0.01mass％以下を含
有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼ス
ラブを、仕上げ圧延温度がＡr3点以上、（Ａr3点＋100
℃）以下の条件で熱間圧延し、ついで 750〜650 ℃まで
冷却し、引き続きこの温度範囲に２〜20秒滞留させたの
ち、20℃/s以上の冷却速度で冷却して 350℃以下の温度
で巻き取ることを特徴とする、形状凍結性と成形後の耐
久疲労特性に優れた高張力熱延鋼板の製造方法。
0 mass％、Mn：1.0 〜3.0 mass％、Mo：0.1 〜0.6 mass
％、Al：0.01〜0.1 mass％、Ｎ：0.002 〜0.006 mass
％、Ｐ：0.03mass％以下およびＳ：0.01mass％以下を含
有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼ス
ラブを、仕上げ圧延温度がＡr3点以上、（Ａr3点＋100
℃）以下の条件で熱間圧延し、ついで 750〜650 ℃まで
冷却し、引き続きこの温度範囲に２〜20秒滞留させたの
ち、20℃/s以上の冷却速度で冷却して 350℃以下の温度
で巻き取ることを特徴とする、形状凍結性と成形後の耐
久疲労特性に優れた高張力熱延鋼板の製造方法。
【００１３】４．上記３において、鋼スラブが、さらに
Cr：0.2 mass％以下、Ca：0.001 〜0.005 mass％および
REM：0.001 〜0.005 mass％のうちから選んだ１種また
は２種以上を含有する組成になることを特徴とする、形
状凍結性と成形後の耐久疲労特性に優れた高張力熱延鋼
板の製造方法。
Cr：0.2 mass％以下、Ca：0.001 〜0.005 mass％および
REM：0.001 〜0.005 mass％のうちから選んだ１種また
は２種以上を含有する組成になることを特徴とする、形
状凍結性と成形後の耐久疲労特性に優れた高張力熱延鋼
板の製造方法。
【００１４】
【発明の実施の形態】以下、本発明を具体的に説明す
る。まず、本発明において、鋼の成分組成を上記の範囲
に限定した理由について説明する。 Ｃ：0.02〜0.2 mass％ Ｃは、引張強さを増加させるため、また低温変態生成組
織であるマルテンサイトを得るため、さらには固溶（Ｃ
＋Ｎ）量を確保する上で、必須の元素である。その量は
少なくとも0.02mass％を必要とするが、0.2 mass％を超
えると第２相が著しく増加して延性の低下をもたらし、
また溶接性の急激な劣化を招くので、Ｃ量は0.02〜0.2
mass％の範囲に限定した。
る。まず、本発明において、鋼の成分組成を上記の範囲
に限定した理由について説明する。 Ｃ：0.02〜0.2 mass％ Ｃは、引張強さを増加させるため、また低温変態生成組
織であるマルテンサイトを得るため、さらには固溶（Ｃ
＋Ｎ）量を確保する上で、必須の元素である。その量は
少なくとも0.02mass％を必要とするが、0.2 mass％を超
えると第２相が著しく増加して延性の低下をもたらし、
また溶接性の急激な劣化を招くので、Ｃ量は0.02〜0.2
mass％の範囲に限定した。
【００１５】Si：0.5 〜2.0 mass％
Siは、固溶強化能が大きく、降伏比および強度−伸びバ
ランスを損なうことなしに強度の上昇を図ることができ
る有用元素である。また、γ→α変態を活性化してγ相
へのＣ濃化を促進し、フェライト−マルテンサイトの混
合組織形成に有効に寄与するだけでなく、製鋼時の脱酸
元素として鋼の清浄化にも有用な元素である。また、鋼
中にあっては、Fe3C等の炭化物の生成を抑制し、フェラ
イトとマルテンサイトからなる２相組織を形成して、降
伏比を低下させる点でも有用な元素である。さらに、フ
ェライト中に固溶して、引張強さを上昇させると共に、
軟質なフェライト粒を強化し、疲労強度を向上させる効
果もある。しかしながら、含有量が0.５mass％に満たな
いとその添加効果に乏しく、一方 2.0mass％を超えると
その効果は飽和に達するだけでなく、表面で剥離しにく
いスケールが生成し、表面性状の劣化につながり、また
化成処理性の劣化なども生じるので、Si量は0.5〜2.0 m
ass％の範囲に限定した。
ランスを損なうことなしに強度の上昇を図ることができ
る有用元素である。また、γ→α変態を活性化してγ相
へのＣ濃化を促進し、フェライト−マルテンサイトの混
合組織形成に有効に寄与するだけでなく、製鋼時の脱酸
元素として鋼の清浄化にも有用な元素である。また、鋼
中にあっては、Fe3C等の炭化物の生成を抑制し、フェラ
イトとマルテンサイトからなる２相組織を形成して、降
伏比を低下させる点でも有用な元素である。さらに、フ
ェライト中に固溶して、引張強さを上昇させると共に、
軟質なフェライト粒を強化し、疲労強度を向上させる効
果もある。しかしながら、含有量が0.５mass％に満たな
いとその添加効果に乏しく、一方 2.0mass％を超えると
その効果は飽和に達するだけでなく、表面で剥離しにく
いスケールが生成し、表面性状の劣化につながり、また
化成処理性の劣化なども生じるので、Si量は0.5〜2.0 m
ass％の範囲に限定した。
【００１６】Mn：1.0 〜3.0 mass％
Mnは、強度の向上に寄与するだけでなく、焼入れ性を鋼
に付与するもので、特に第２相をマルテンサイト相にし
易い成分である。また、熱間加工時の脆性割れの原因と
なる固溶ＳをMnＳとして析出させて無害化する効果もあ
る。このような効果は、含有量が 1.0mass％未満ではあ
まり期待できず、一方 3.0mass％を超えると強度が増加
して延性が著しく低下し、また溶接性の劣化を招くな
ど、本発明に対して悪影響を及ぼすことになるので、Mn
は 1.0〜3.0 mass％の範囲に限定した。好ましくは 1.0
〜2.5 mass％の範囲である。
に付与するもので、特に第２相をマルテンサイト相にし
易い成分である。また、熱間加工時の脆性割れの原因と
なる固溶ＳをMnＳとして析出させて無害化する効果もあ
る。このような効果は、含有量が 1.0mass％未満ではあ
まり期待できず、一方 3.0mass％を超えると強度が増加
して延性が著しく低下し、また溶接性の劣化を招くな
ど、本発明に対して悪影響を及ぼすことになるので、Mn
は 1.0〜3.0 mass％の範囲に限定した。好ましくは 1.0
〜2.5 mass％の範囲である。
【００１７】Mo：0.1 〜0.6 mass％
Moは、本発明において特に重要な元素であり、強度への
寄与は勿論のこと、焼入れ性を鋼に付与してフェライト
−マルテンサイトからなる組織の形成を容易にし、低降
伏比とすることで、形状凍結性の改善に有効に寄与す
る。また、結晶粒を微細化して、強度−伸びバランスを
改善する効果もある。さらに、Moは、フェライト中に固
溶して、引張強さを上昇させると共に、軟質なフェライ
ト粒を強化して、疲労強度を向上させる作用もある。上
記の効果を発揮させるためには、少なくとも 0.1mass％
の添加が必要であるが、 0.6mass％を超えると、効果が
飽和するだけでなく、フェライト中のＣ，Ｎと結合して
炭・窒化物を形成し、固溶（Ｃ＋Ｎ）量を減少させて、
焼付硬化性を低下させるおそれがある。また、コストの
上昇や溶接性の劣化等の悪影響が生じるため、Moは 0.1
〜0.6 mass％の範囲に限定した。
寄与は勿論のこと、焼入れ性を鋼に付与してフェライト
−マルテンサイトからなる組織の形成を容易にし、低降
伏比とすることで、形状凍結性の改善に有効に寄与す
る。また、結晶粒を微細化して、強度−伸びバランスを
改善する効果もある。さらに、Moは、フェライト中に固
溶して、引張強さを上昇させると共に、軟質なフェライ
ト粒を強化して、疲労強度を向上させる作用もある。上
記の効果を発揮させるためには、少なくとも 0.1mass％
の添加が必要であるが、 0.6mass％を超えると、効果が
飽和するだけでなく、フェライト中のＣ，Ｎと結合して
炭・窒化物を形成し、固溶（Ｃ＋Ｎ）量を減少させて、
焼付硬化性を低下させるおそれがある。また、コストの
上昇や溶接性の劣化等の悪影響が生じるため、Moは 0.1
〜0.6 mass％の範囲に限定した。
【００１８】Al：0.01〜0.1 mass％
Alは、脱酸剤として有効に寄与するが、含有量が0.01％
に満たないとその添加効果に乏しく、一方 0.1mass％を
超えて添加しても効果が飽和するだけでなく、コストア
ップとなり、また鋼板を脆化させることにもなるので、
Alは0.01〜0.1mass％の範囲に限定した。好ましくは0.0
3〜0.1 mass％の範囲である。
に満たないとその添加効果に乏しく、一方 0.1mass％を
超えて添加しても効果が飽和するだけでなく、コストア
ップとなり、また鋼板を脆化させることにもなるので、
Alは0.01〜0.1mass％の範囲に限定した。好ましくは0.0
3〜0.1 mass％の範囲である。
【００１９】Ｎ：0.002 〜0.006 mass％
Ｎは、Ｃと同様に、フェライト中に固溶してフェライト
の硬度を上昇させる点で有用な元素であるが、含有量が
0.002mass％に満たないとその添加効果に乏しく、一方
0.006mass％を超えると延性の著しい劣化を招くので、
Ｎは 0.002〜0.006 mass％の範囲に限定した。好ましく
は 0.003mass％以上である。
の硬度を上昇させる点で有用な元素であるが、含有量が
0.002mass％に満たないとその添加効果に乏しく、一方
0.006mass％を超えると延性の著しい劣化を招くので、
Ｎは 0.002〜0.006 mass％の範囲に限定した。好ましく
は 0.003mass％以上である。
【００２０】固溶（Ｃ＋Ｎ）：0.0010mass％以上
固溶（Ｃ＋Ｎ）量の確保により、成形時に導入された転
位は、その後の熱処理により鋼中の固溶元素、主にフェ
ライト中に固溶しているＣ，Ｎにより補足されて、フェ
ライト中に止まり、フェライトの硬度を上昇させる。こ
れにより、焼付硬化性は向上し、また耐久疲労特性も向
上する。しかしながら、固溶（Ｃ＋Ｎ）量が合計で0.00
10mass％に満たないと、上記の効果は得られないので、
本発明では（Ｃ＋Ｎ）を0.0010mass％以上の範囲で固溶
させることにした。より好ましくは固溶（Ｃ＋Ｎ）≧0.
0020mass％である。なお、この固溶（Ｃ＋Ｎ）量の上限
については特に限定されることはないが、0.0050mass％
程度とするのが好適である。
位は、その後の熱処理により鋼中の固溶元素、主にフェ
ライト中に固溶しているＣ，Ｎにより補足されて、フェ
ライト中に止まり、フェライトの硬度を上昇させる。こ
れにより、焼付硬化性は向上し、また耐久疲労特性も向
上する。しかしながら、固溶（Ｃ＋Ｎ）量が合計で0.00
10mass％に満たないと、上記の効果は得られないので、
本発明では（Ｃ＋Ｎ）を0.0010mass％以上の範囲で固溶
させることにした。より好ましくは固溶（Ｃ＋Ｎ）≧0.
0020mass％である。なお、この固溶（Ｃ＋Ｎ）量の上限
については特に限定されることはないが、0.0050mass％
程度とするのが好適である。
【００２１】Ｐ：0.03mass％以下
Ｐは、本発明では有害な元素であり、多量に含有される
と、溶接性が劣化し、また粒界脆化を引き起こすので、
極力低減することが望ましい。特にＰ量が0.03mass％を
超えると上記の悪影響が著しくなるので、Ｐは0.03mass
％以下に抑制するものとした。なお、下限については、
多大な製鋼コストをかけないで製造する観点から 0.005
mass％程度とするのが好ましい。
と、溶接性が劣化し、また粒界脆化を引き起こすので、
極力低減することが望ましい。特にＰ量が0.03mass％を
超えると上記の悪影響が著しくなるので、Ｐは0.03mass
％以下に抑制するものとした。なお、下限については、
多大な製鋼コストをかけないで製造する観点から 0.005
mass％程度とするのが好ましい。
【００２２】Ｓ：0.01mass％以下
Ｓは、熱間加工性や靱性、溶接性を著しく劣化させる元
素であり、特に含有量が0.01mass％を超えるとこれらの
弊害が大きくなる。また、Ｓの多量添加は結晶粒を粗大
化させる要因ともなり、さらに粗大な介在物が増加して
耐疲労特性を劣化させるので、0.01mass％以下に抑制す
るものとした。好ましくは 0.005mass％以下である。な
お、現状の精練技術では 0.001mass％を下回る値までＳ
を低下させるには、製鋼コストが著しく増大するので、
下限は 0.001mass％程度とするのが好ましい。
素であり、特に含有量が0.01mass％を超えるとこれらの
弊害が大きくなる。また、Ｓの多量添加は結晶粒を粗大
化させる要因ともなり、さらに粗大な介在物が増加して
耐疲労特性を劣化させるので、0.01mass％以下に抑制す
るものとした。好ましくは 0.005mass％以下である。な
お、現状の精練技術では 0.001mass％を下回る値までＳ
を低下させるには、製鋼コストが著しく増大するので、
下限は 0.001mass％程度とするのが好ましい。
【００２３】以上、必須成分について説明したが、本発
明では上記した必須成分の他にも、以下の成分を適宜含
有させることができる。 Cr：0.2 mass％以下 Crは、焼入れ性を向上させ、固溶元素を確保して強度を
上昇させるのに有効に寄与するだけでなく、フェライト
−マルテンサイトの混合組織を得る上で効果的な元素で
ある。また、パーライト変態を抑制して、熱延時におけ
る第２相のオーステナイト相を安定化させる点でも有用
な元素である。これらの効果を得るためには、0.05mass
％以上含有させることが好ましい。しかしながら、0.2
mass％を超えて添加すると、フェライト中のＣと強く結
合してCr炭・窒化物を生成し、固溶（Ｃ＋Ｎ）量を減少
させる。また、化成処理性の著しい低下を招くだけでな
く、溶接性にも悪影響を及ぼし、さらには添加コストも
大きくなる。そこで、Crは0.2mass％以下で含有させる
ものとした。
明では上記した必須成分の他にも、以下の成分を適宜含
有させることができる。 Cr：0.2 mass％以下 Crは、焼入れ性を向上させ、固溶元素を確保して強度を
上昇させるのに有効に寄与するだけでなく、フェライト
−マルテンサイトの混合組織を得る上で効果的な元素で
ある。また、パーライト変態を抑制して、熱延時におけ
る第２相のオーステナイト相を安定化させる点でも有用
な元素である。これらの効果を得るためには、0.05mass
％以上含有させることが好ましい。しかしながら、0.2
mass％を超えて添加すると、フェライト中のＣと強く結
合してCr炭・窒化物を生成し、固溶（Ｃ＋Ｎ）量を減少
させる。また、化成処理性の著しい低下を招くだけでな
く、溶接性にも悪影響を及ぼし、さらには添加コストも
大きくなる。そこで、Crは0.2mass％以下で含有させる
ものとした。
【００２４】Ca：0.001 〜0.005 mass％
Caは、硫化物の形態を細かくする作用があり、伸びおよ
び耐久疲労特性の改善に有効に寄与する。しかしなが
ら、含有量が 0.001mass％に満たないとその添加効果に
乏しく、一方 0.005mass％を超えると添加効果は飽和に
達し、経済的でなくなるだけでなく、鋼の清浄度を低下
させる傾向にあり、結晶粒を粗大化させる要因ともなっ
て耐久疲労特性を劣化させるので、Caは 0.001〜0.005
mass％の範囲で含有させるものとした。
び耐久疲労特性の改善に有効に寄与する。しかしなが
ら、含有量が 0.001mass％に満たないとその添加効果に
乏しく、一方 0.005mass％を超えると添加効果は飽和に
達し、経済的でなくなるだけでなく、鋼の清浄度を低下
させる傾向にあり、結晶粒を粗大化させる要因ともなっ
て耐久疲労特性を劣化させるので、Caは 0.001〜0.005
mass％の範囲で含有させるものとした。
【００２５】REM : 0.001 〜0.005 mass％
REM （希土類元素）も、Caと同様、硫化物の形態を制御
して、伸びや耐久疲労特性を向上させる効果があるの
で、Caと同様の理由により、 0.001〜0.005 mass％の範
囲で含有させるものとした。
して、伸びや耐久疲労特性を向上させる効果があるの
で、Caと同様の理由により、 0.001〜0.005 mass％の範
囲で含有させるものとした。
【００２６】以上、本発明の好適成分組成範囲について
説明したが、本発明は、成分組成を上記の範囲に限定す
るだけでは不十分で、鋼組織を所定の組織とすることも
重要である。すなわち、フェライトを主相とし、第２相
としてマルテンサイトを全組織に対する体積比率で５〜
30％の範囲に制御する必要がある。すなわち、マルテン
サイト分率を適正な範囲に制御することにより、降伏比
を低下させて、形状凍結性を向上させることができ、ま
た加工硬化量を増加させる効果もあるので、剛性を確保
する点でも有効である。さらに、590 MPa 以上の強度レ
ベルにおいて、強度と伸びのバランスも良好となり、鋼
板強度の上昇による自動車部品の成形性の劣化を効果的
に防止することができる。上記の効果は、マルテンサイ
ト分率が５％以上で発現するが、分率が30％を超えると
かかる効果が飽和するだけでなく、フェライト中の固溶
（Ｃ＋Ｎ）量が減少する弊害も生じる。従って、第２相
としてのマルテンサイト量は体積比率で５〜30％の範囲
に限定した。より好ましくは10〜18％である。なお、そ
の他の相として、ベイナイト相やパーライト相などが生
じる場合があるが、これらの相が体積分率で５％を超え
ると、鋼板の降伏比が増加するので、５％以下に抑制す
る必要がある。すなわち、フェライト相とマルテンサイ
ト相との合計は体積比率で95％以上とする必要がある。
説明したが、本発明は、成分組成を上記の範囲に限定す
るだけでは不十分で、鋼組織を所定の組織とすることも
重要である。すなわち、フェライトを主相とし、第２相
としてマルテンサイトを全組織に対する体積比率で５〜
30％の範囲に制御する必要がある。すなわち、マルテン
サイト分率を適正な範囲に制御することにより、降伏比
を低下させて、形状凍結性を向上させることができ、ま
た加工硬化量を増加させる効果もあるので、剛性を確保
する点でも有効である。さらに、590 MPa 以上の強度レ
ベルにおいて、強度と伸びのバランスも良好となり、鋼
板強度の上昇による自動車部品の成形性の劣化を効果的
に防止することができる。上記の効果は、マルテンサイ
ト分率が５％以上で発現するが、分率が30％を超えると
かかる効果が飽和するだけでなく、フェライト中の固溶
（Ｃ＋Ｎ）量が減少する弊害も生じる。従って、第２相
としてのマルテンサイト量は体積比率で５〜30％の範囲
に限定した。より好ましくは10〜18％である。なお、そ
の他の相として、ベイナイト相やパーライト相などが生
じる場合があるが、これらの相が体積分率で５％を超え
ると、鋼板の降伏比が増加するので、５％以下に抑制す
る必要がある。すなわち、フェライト相とマルテンサイ
ト相との合計は体積比率で95％以上とする必要がある。
【００２７】また、フェライトの平均結晶粒径を８μm
以下とすることも重要である。すなわち、成形性と疲労
強度を両立させるためには、強度−伸びバランスを向上
させる必要があるが、そのためには結晶粒の微細化を図
ることが有効である。すなわち、結晶粒径を微細にする
ことで、伸び特性を劣化させることなく、強度を大きく
することが可能になる。これにより、成形時の微細な割
れの生成が減少し、また結晶粒が微細であることから割
れの進展が少なくなり、耐久疲労特性が向上する。上記
の効果は、フェライト粒径が８μm 以下で顕著に発現
し、８μmを超えると効果が減少するので、フェライト
の平均結晶粒径は８μm 以下に限定した。より好ましく
は６μm 以下である。
以下とすることも重要である。すなわち、成形性と疲労
強度を両立させるためには、強度−伸びバランスを向上
させる必要があるが、そのためには結晶粒の微細化を図
ることが有効である。すなわち、結晶粒径を微細にする
ことで、伸び特性を劣化させることなく、強度を大きく
することが可能になる。これにより、成形時の微細な割
れの生成が減少し、また結晶粒が微細であることから割
れの進展が少なくなり、耐久疲労特性が向上する。上記
の効果は、フェライト粒径が８μm 以下で顕著に発現
し、８μmを超えると効果が減少するので、フェライト
の平均結晶粒径は８μm 以下に限定した。より好ましく
は６μm 以下である。
【００２８】次に、本発明の製造方法について説明す
る。鋼スラブの製造手段については、特に制限はなく、
従来から公知の連続鋳造法および造塊−分塊法が使用で
きる。次に、熱間圧延に際しては、圧延終了温度をＡr3
点以上、（Ａr3点＋100 ℃）以下の範囲に制御すること
が重要である。というのは、上記の温度範囲で圧延を終
了することにより、適度なオーステナイト（γ）の粒成
長と、引き続く冷却後の滞留処理においてフェライト相
（α）への変態とフェライト粒成長が起こり、フェライ
ト−マルテンサイトの２相組織を効果的に形成すること
ができるからである。この点、仕上げ圧延温度が、（Ａ
r3点＋100 ℃）を超えると、オーステナイト粒径が粗大
となるため、フェライト粒径の微細化が達成できず、強
度−伸びバランスの低下を招き、一方Ａr3点未満では、
歪みの蓄積が大きくなり、引き続く冷却後の緩冷過程に
おいてフェライト相の析出が過度に進行するため、第２
相となるマルテンサイトの分率が低下する。さらに、低
温になると、フェライト相が展伸粒となって、成形性と
疲労強度の両者に悪影響を及ぼす。より好ましくはＡr3
点〜（Ａr3点＋50℃）の範囲である。
る。鋼スラブの製造手段については、特に制限はなく、
従来から公知の連続鋳造法および造塊−分塊法が使用で
きる。次に、熱間圧延に際しては、圧延終了温度をＡr3
点以上、（Ａr3点＋100 ℃）以下の範囲に制御すること
が重要である。というのは、上記の温度範囲で圧延を終
了することにより、適度なオーステナイト（γ）の粒成
長と、引き続く冷却後の滞留処理においてフェライト相
（α）への変態とフェライト粒成長が起こり、フェライ
ト−マルテンサイトの２相組織を効果的に形成すること
ができるからである。この点、仕上げ圧延温度が、（Ａ
r3点＋100 ℃）を超えると、オーステナイト粒径が粗大
となるため、フェライト粒径の微細化が達成できず、強
度−伸びバランスの低下を招き、一方Ａr3点未満では、
歪みの蓄積が大きくなり、引き続く冷却後の緩冷過程に
おいてフェライト相の析出が過度に進行するため、第２
相となるマルテンサイトの分率が低下する。さらに、低
温になると、フェライト相が展伸粒となって、成形性と
疲労強度の両者に悪影響を及ぼす。より好ましくはＡr3
点〜（Ａr3点＋50℃）の範囲である。
【００２９】上記の熱間圧延後、 750〜650 ℃の温度域
に冷却し、引き続きこの温度域に２〜20秒滞留させる。
滞留温度が上記の温度域を外れると、フェライト相の析
出ノーズから外れて、滞留処理すなわち空冷等の緩冷過
程でのフェライト変態が遅延する。また、この温度域
に、上記の時間で滞留させることにより、α−γの２相
分離が促進され、フェライト−マルテンサイトの２相組
織が得られて、降伏比が低下し、形状凍結性が向上す
る。この点、滞留温度が 750℃を超えあるいは 650℃未
満では、α−γの２相分離が促進されない。より好まし
い滞留温度域は 720〜680 ℃である。なお、滞留処理と
しては、上記した緩冷処理の他に一定の温度に保持する
保定処理としてもよい。
に冷却し、引き続きこの温度域に２〜20秒滞留させる。
滞留温度が上記の温度域を外れると、フェライト相の析
出ノーズから外れて、滞留処理すなわち空冷等の緩冷過
程でのフェライト変態が遅延する。また、この温度域
に、上記の時間で滞留させることにより、α−γの２相
分離が促進され、フェライト−マルテンサイトの２相組
織が得られて、降伏比が低下し、形状凍結性が向上す
る。この点、滞留温度が 750℃を超えあるいは 650℃未
満では、α−γの２相分離が促進されない。より好まし
い滞留温度域は 720〜680 ℃である。なお、滞留処理と
しては、上記した緩冷処理の他に一定の温度に保持する
保定処理としてもよい。
【００３０】また、滞留時間が２秒未満では、γ→αの
２相分離が進行せず、オーステナイト中へのＣ濃化が不
十分で、引き続く巻き取り工程で第２相のマルテンサイ
ト変態が超こりにくくなり、目的とする組織が得られな
い。一方、滞留時間が20秒を超えると、フェライト変態
が過度に進行し、γ→αの２相分離が促進され、続く巻
き取り工程で生成するマルテンサイトの分率が著しく低
下するだけでなく、フェライト中の固溶Ｃ，Ｎがオース
テナイト中もしくは粒界に拡散して、減少するため、最
終的に固溶（Ｃ＋Ｎ）量を確保することが難しくなる。
また、フェライト粒径が８μm を超えるおそれも生じる
ので、 750〜650 ℃の温度域における滞留時間は２〜20
秒の範囲に限定した。より好ましい滞留時間は４〜８秒
である。なお、熱間圧延後、 750〜650 ℃の温度域に冷
却する際の冷却速度は特に限定されず、通常行われてい
る15〜40℃/s程度であれば十分である。
２相分離が進行せず、オーステナイト中へのＣ濃化が不
十分で、引き続く巻き取り工程で第２相のマルテンサイ
ト変態が超こりにくくなり、目的とする組織が得られな
い。一方、滞留時間が20秒を超えると、フェライト変態
が過度に進行し、γ→αの２相分離が促進され、続く巻
き取り工程で生成するマルテンサイトの分率が著しく低
下するだけでなく、フェライト中の固溶Ｃ，Ｎがオース
テナイト中もしくは粒界に拡散して、減少するため、最
終的に固溶（Ｃ＋Ｎ）量を確保することが難しくなる。
また、フェライト粒径が８μm を超えるおそれも生じる
ので、 750〜650 ℃の温度域における滞留時間は２〜20
秒の範囲に限定した。より好ましい滞留時間は４〜８秒
である。なお、熱間圧延後、 750〜650 ℃の温度域に冷
却する際の冷却速度は特に限定されず、通常行われてい
る15〜40℃/s程度であれば十分である。
【００３１】その後、20℃/s以上の冷却速度で冷却し、
350 ℃以下の温度で巻き取るとしたのは、所望のフェラ
イト−マルテンサイト組織を得るためと、十分な量の固
溶（Ｃ＋Ｎ）を確保するためである。すなわち、冷却速
度が20℃/s未満では、Ｃ濃化量の少ない第２相はマルテ
ンサイト変態を起こしにくくなり、マルテンサイトの分
率が減少して、ベイナイトが生成し易くなる共に、冷却
過程でＣ，Ｎが粒界および第２相に拡散し、フェライト
中での濃度が低下して、最終的に所定量の固溶（Ｃ＋
Ｎ）を確保することが難しくなる。また、巻き取りの温
度が 350℃を超えると、パーライトやベイナイトの生成
が生じ易くなるだけでなく、巻き取り後にＣ，Ｎが拡散
して、フェライト中の固溶Ｃ，Ｎ量が減少し、必要な量
の固溶（Ｃ＋Ｎ）を確保することが難しくなる。より好
ましい冷却速度は30℃/s以上、またより好ましい巻取り
温度は250 ℃以下である。
350 ℃以下の温度で巻き取るとしたのは、所望のフェラ
イト−マルテンサイト組織を得るためと、十分な量の固
溶（Ｃ＋Ｎ）を確保するためである。すなわち、冷却速
度が20℃/s未満では、Ｃ濃化量の少ない第２相はマルテ
ンサイト変態を起こしにくくなり、マルテンサイトの分
率が減少して、ベイナイトが生成し易くなる共に、冷却
過程でＣ，Ｎが粒界および第２相に拡散し、フェライト
中での濃度が低下して、最終的に所定量の固溶（Ｃ＋
Ｎ）を確保することが難しくなる。また、巻き取りの温
度が 350℃を超えると、パーライトやベイナイトの生成
が生じ易くなるだけでなく、巻き取り後にＣ，Ｎが拡散
して、フェライト中の固溶Ｃ，Ｎ量が減少し、必要な量
の固溶（Ｃ＋Ｎ）を確保することが難しくなる。より好
ましい冷却速度は30℃/s以上、またより好ましい巻取り
温度は250 ℃以下である。
【００３２】
【実施例】表１に示す成分組成になる鋼スラブを、表２
に示す種々の条件で処理し、板厚：3.5 mmの熱延鋼板と
した。酸洗後、得られた熱延鋼板の鋼組織、フェライト
の平均結晶粒径および固溶（Ｃ＋Ｎ）量について調べた
結果を表２に併記する。また、得られた熱延鋼板の機械
的特性、形状凍結性、耐久疲労特性、化成処理性および
溶接性について調査した結果を表３に示す。
に示す種々の条件で処理し、板厚：3.5 mmの熱延鋼板と
した。酸洗後、得られた熱延鋼板の鋼組織、フェライト
の平均結晶粒径および固溶（Ｃ＋Ｎ）量について調べた
結果を表２に併記する。また、得られた熱延鋼板の機械
的特性、形状凍結性、耐久疲労特性、化成処理性および
溶接性について調査した結果を表３に示す。
【００３３】なお、フェライトの平均結晶粒径は、電子
顕微鏡で写真撮影したのち、JIS G0552で示される鋼の
フェライト結晶粒度試験方法の切断法に準拠して求め
た。また、フェライトおよびマルテンサイトの体積比率
は、電子顕微鏡写真を画像処理してフェライトおよびマ
ルテンサイトの分率（面積率）を求め、これを体積比率
とした。さらに、固溶（Ｃ＋Ｎ）濃度の測定は、内部摩
擦法により、周波数：１Hz、試験温度：室温で行った。
顕微鏡で写真撮影したのち、JIS G0552で示される鋼の
フェライト結晶粒度試験方法の切断法に準拠して求め
た。また、フェライトおよびマルテンサイトの体積比率
は、電子顕微鏡写真を画像処理してフェライトおよびマ
ルテンサイトの分率（面積率）を求め、これを体積比率
とした。さらに、固溶（Ｃ＋Ｎ）濃度の測定は、内部摩
擦法により、周波数：１Hz、試験温度：室温で行った。
【００３４】また、各種特性は次のようにして評価し
た。 形状凍結性 鋼板から圧延方向を長手方向として、幅：50mm、長さ：
100 mmの試験片を採取し、図１に示す、ハット曲げ成形
後に離型した時の、半径：５mmのポンチ肩で、縦壁部に
生じた反りの角度θで評価した。金型の形状とプレス成
形後の形状精度を考慮して、TS≦700 MPa ではθ≦４°
を適正反り角度、一方TS＞700 MPa ではθ≦６°を適正
反り角度とした。
た。 形状凍結性 鋼板から圧延方向を長手方向として、幅：50mm、長さ：
100 mmの試験片を採取し、図１に示す、ハット曲げ成形
後に離型した時の、半径：５mmのポンチ肩で、縦壁部に
生じた反りの角度θで評価した。金型の形状とプレス成
形後の形状精度を考慮して、TS≦700 MPa ではθ≦４°
を適正反り角度、一方TS＞700 MPa ではθ≦６°を適正
反り角度とした。
【００３５】耐久疲労特性
耐久疲労特性の試験には、図２に示すような、曲げモー
メント耐久試験装置を用いた。供試材ホイールは、金型
により成形したディスクに、リム部をスポット溶接して
作製した後、170 ℃で焼付け塗装を行ったものを用い
た。試験条件は、負荷モーメント：2000 N・m 、回転周
波数：20Hzで行った。ディスク部に微小な疲労クラック
が発生したところで、試験を停止し、そのときの回転数
によって耐久疲労特性を評価した。微小な疲労クラック
の検出は、ホイールディスク表面に微細な標識を付与
し、レーザー光をこの標識に照射し、その反射光を検出
器にて連続的に検出し、その強度変化によって行い、そ
の時の負荷アームの回転数により、耐久疲労特性を評価
した。ホイールに適用するためには、耐久疲労試験結果
で20万回以上となることが必要である。
メント耐久試験装置を用いた。供試材ホイールは、金型
により成形したディスクに、リム部をスポット溶接して
作製した後、170 ℃で焼付け塗装を行ったものを用い
た。試験条件は、負荷モーメント：2000 N・m 、回転周
波数：20Hzで行った。ディスク部に微小な疲労クラック
が発生したところで、試験を停止し、そのときの回転数
によって耐久疲労特性を評価した。微小な疲労クラック
の検出は、ホイールディスク表面に微細な標識を付与
し、レーザー光をこの標識に照射し、その反射光を検出
器にて連続的に検出し、その強度変化によって行い、そ
の時の負荷アームの回転数により、耐久疲労特性を評価
した。ホイールに適用するためには、耐久疲労試験結果
で20万回以上となることが必要である。
【００３６】また、機械的特性は、板厚：3.5 mmで、圧
延方向と直交する方向である圧延幅方向（Ｃ方向）より
採取した、JIS ５号引張試験片を用いて、引張り試験を
行って調査した。化成処理性は、質量Ｗ0 の試験材の鋼
板を、洗浄・脱脂後、化成剤（りん酸亜鉛溶液）を含む
溶液中に一定時間浸漬し、さらに洗浄後、質量（Ｗ）を
測定し、りん酸亜鉛結晶の付着による単位面積当たりの
質量増加分（Ｗ−Ｗ0 ）により評価した。目標値は 2.0
g/m2以上である。溶接性は、アーク溶接を実施し、引張
試験機により溶接部の引張強さを求め、母材の引張強さ
以上の場合を合格（○）と評価した。
延方向と直交する方向である圧延幅方向（Ｃ方向）より
採取した、JIS ５号引張試験片を用いて、引張り試験を
行って調査した。化成処理性は、質量Ｗ0 の試験材の鋼
板を、洗浄・脱脂後、化成剤（りん酸亜鉛溶液）を含む
溶液中に一定時間浸漬し、さらに洗浄後、質量（Ｗ）を
測定し、りん酸亜鉛結晶の付着による単位面積当たりの
質量増加分（Ｗ−Ｗ0 ）により評価した。目標値は 2.0
g/m2以上である。溶接性は、アーク溶接を実施し、引張
試験機により溶接部の引張強さを求め、母材の引張強さ
以上の場合を合格（○）と評価した。
【００３７】
【表１】
【００３８】
【表２】
【００３９】
【表３】
【００４０】表３から明らかなように、本発明に従い得
られた熱延鋼板はいずれも、機械的諸特性に優れるのは
いうまでもなく、優れた形状凍結性、耐久疲労特性を有
し、さらには化成処理性や溶接性にも優れている。
られた熱延鋼板はいずれも、機械的諸特性に優れるのは
いうまでもなく、優れた形状凍結性、耐久疲労特性を有
し、さらには化成処理性や溶接性にも優れている。
【００４１】
【発明の効果】かくして、本発明によれば、引張強さが
590 MPaレベル以上において、高強度かつ高伸び特性
で、プレス成形性と成形後の形状凍結性に優れ、また焼
付け塗装後の耐久疲労特性にも優れ、さらには化成処理
性や溶接性にも優れた高張力熱延鋼板を安定して得るこ
とができる。
590 MPaレベル以上において、高強度かつ高伸び特性
で、プレス成形性と成形後の形状凍結性に優れ、また焼
付け塗装後の耐久疲労特性にも優れ、さらには化成処理
性や溶接性にも優れた高張力熱延鋼板を安定して得るこ
とができる。
【図１】 形状凍結性の評価方法を示した図である。
【図２】 耐久疲労試験方法−曲げモーメント耐久試験
装置の模式図である。
装置の模式図である。
フロントページの続き
(72)発明者 瀬戸 一洋
千葉県千葉市中央区川崎町１番地 川崎製
鉄株式会社技術研究所内
Ｆターム(参考） 4K037 EA01 EA05 EA06 EA09 EA11
EA15 EA16 EA18 EA23 EA25
EA27 EA28 EA36 FC00 FD03
FD04 FD08 FE01 FE06
Claims (4)
- 【請求項１】 Ｃ：0.02〜0.2 mass％、 Si：0.5 〜2.0 mass％、 Mn：1.0 〜3.0 mass％、 Mo：0.1 〜0.6 mass％、 Al：0.01〜0.1 mass％、 Ｎ：0.002 〜0.006 mass％、 Ｐ：0.03mass％以下および Ｓ：0.01mass％以下 で、かつ 固溶（Ｃ＋Ｎ）：0.0010mass％以上 を満足する範囲で含有し、残部はFeおよび不可避的不純
物の組成になり、主相がフェライトで、第２相が体積比
率で５〜30％のマルテンサイト相からなり、両者の合計
が体積比率で95％以上となる鋼組織を有し、しかもフェ
ライトの平均結晶粒径が８μm 以下であることを特徴と
する、形状凍結性と成形後の耐久疲労特性に優れた高張
力熱延鋼板。 - 【請求項２】 請求項１において、鋼板が、さらに Cr：0.2 mass％以下、 Ca：0.001 〜0.005 mass％および REM：0.001 〜0.005 mass％ のうちから選んだ１種または２種以上を含有する組成に
なることを特徴とする、形状凍結性と成形後の耐久疲労
特性に優れた高張力熱延鋼板。 - 【請求項３】Ｃ：0.02〜0.2 mass％、 Si：0.5 〜2.0 mass％、 Mn：1.0 〜3.0 mass％、 Mo：0.1 〜0.6 mass％、 Al：0.01〜0.1 mass％、 Ｎ：0.002 〜0.006 mass％、 Ｐ：0.03mass％以下および Ｓ：0.01mass％以下 を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる
鋼スラブを、仕上げ圧延温度がＡr3点以上、（Ａr3点＋
100 ℃）以下の条件で熱間圧延し、ついで 750〜650 ℃
まで冷却し、引き続きこの温度範囲に２〜20秒滞留させ
たのち、20℃/s以上の冷却速度で冷却して 350℃以下の
温度で巻き取ることを特徴とする、形状凍結性と成形後
の耐久疲労特性に優れた高張力熱延鋼板の製造方法。 - 【請求項４】 請求項３において、鋼スラブが、さらに Cr：0.2 mass％以下、 Ca：0.001 〜0.005 mass％および REM：0.001 〜0.005 mass％ のうちから選んだ１種または２種以上を含有する組成に
なることを特徴とする、形状凍結性と成形後の耐久疲労
特性に優れた高張力熱延鋼板の製造方法。
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