JPH11279690A - 疲労特性に優れた加工用高強度冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
疲労特性に優れた加工用高強度冷延鋼板およびその製造方法Info
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- JPH11279690A JPH11279690A JP8657598A JP8657598A JPH11279690A JP H11279690 A JPH11279690 A JP H11279690A JP 8657598 A JP8657598 A JP 8657598A JP 8657598 A JP8657598 A JP 8657598A JP H11279690 A JPH11279690 A JP H11279690A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】疲労特性に優れた加工用高強度冷延鋼板及びそ
の製造方法を提供する。 【解決手段】 Ｃ：０．０５〜０．３０％、Ｃｕ：０．
２〜２．０％、Ｂ：２〜２０ｐｐｍを含むミクロ組織
が、体積率が５％以上、２５％以下の残留オーステナイ
ト、及びフェライト、ベイナイトで構成される鋼板であ
り、フェライト相でのＣｕの存在状態は、Ｃｕ単独で構
成される粒子の大きさが２ｎｍ以下の固溶状態及び／又
は析出状態である疲労特性に優れた加工用高強度冷延鋼
板、及び上記成分の鋼を、Ａｒ3 点以上の温度域で熱間
圧延を終了し、酸洗、冷間圧延の後、Ａｃ1 点以上、Ａ
ｃ3 点以下の二相域で３０〜１５０秒間保持し、２０℃
／ｓ以上の冷却速度で冷却し、３５０〜４５０℃の温度
域に１５〜６００秒間保持した後、５℃／ｓ以上の冷却
速度で１５０℃以下まで冷却する上記鋼板の製造方法。
の製造方法を提供する。 【解決手段】 Ｃ：０．０５〜０．３０％、Ｃｕ：０．
２〜２．０％、Ｂ：２〜２０ｐｐｍを含むミクロ組織
が、体積率が５％以上、２５％以下の残留オーステナイ
ト、及びフェライト、ベイナイトで構成される鋼板であ
り、フェライト相でのＣｕの存在状態は、Ｃｕ単独で構
成される粒子の大きさが２ｎｍ以下の固溶状態及び／又
は析出状態である疲労特性に優れた加工用高強度冷延鋼
板、及び上記成分の鋼を、Ａｒ3 点以上の温度域で熱間
圧延を終了し、酸洗、冷間圧延の後、Ａｃ1 点以上、Ａ
ｃ3 点以下の二相域で３０〜１５０秒間保持し、２０℃
／ｓ以上の冷却速度で冷却し、３５０〜４５０℃の温度
域に１５〜６００秒間保持した後、５℃／ｓ以上の冷却
速度で１５０℃以下まで冷却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、疲労特性に優れた
加工用高強度冷延鋼板およびその製造方法に関するもの
であり、特に、自動車のバンパー、ドアインパクトビー
ム等の耐久性と加工性の両立が求められる素材として好
適な疲労特性に優れた加工用高強度冷延鋼板およびその
製造方法に関するものである。
加工用高強度冷延鋼板およびその製造方法に関するもの
であり、特に、自動車のバンパー、ドアインパクトビー
ム等の耐久性と加工性の両立が求められる素材として好
適な疲労特性に優れた加工用高強度冷延鋼板およびその
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合金等軽金属の適用や鋼の高強
度化が進められている。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、その使用は特殊な用途に限ら
れてきた。より広い範囲で自動車の軽量化を推進するた
めには、安価である高強度冷延鋼板の適用が強く求めら
れている。
量化を目的として、Ａｌ合金等軽金属の適用や鋼の高強
度化が進められている。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、その使用は特殊な用途に限ら
れてきた。より広い範囲で自動車の軽量化を推進するた
めには、安価である高強度冷延鋼板の適用が強く求めら
れている。
【０００３】一般に、材料は高強度になるほど延性が低
下し加工性（成形性）が悪くなるばかりでなく、切り欠
き感受性が高くなる。そのため、走行中の振動等により
疲労破壊が生じる危険性のある部品への高強度鋼板の適
用には、成形性の検討だけでなく、切り欠き、溶接部等
の応力集中部の応力集中係数を低減する配慮に加えて、
鋼板そのものの疲労耐久性も重要な検討課題となる。
下し加工性（成形性）が悪くなるばかりでなく、切り欠
き感受性が高くなる。そのため、走行中の振動等により
疲労破壊が生じる危険性のある部品への高強度鋼板の適
用には、成形性の検討だけでなく、切り欠き、溶接部等
の応力集中部の応力集中係数を低減する配慮に加えて、
鋼板そのものの疲労耐久性も重要な検討課題となる。
【０００４】加工性に優れた高強度冷延鋼板としては、
例えば、特開昭６１−２７２３２１号公報や特開昭６２
−７４０２４号公報等で開示された発明がある。また、
特開昭６３−１０５９３０号公報や特開昭６４−７９３
２２号公報には、冷延、焼鈍をする前の熱延板でのミク
ロ組織を最適化することにより疲労特性を向上させる発
明が開示されている。しかし、ミクロ組織としてフェラ
イト、マルテンサイト、残留オーステナイトから構成さ
れているもののマルテンサイト体積率が高いために伸び
が十分ではない。
例えば、特開昭６１−２７２３２１号公報や特開昭６２
−７４０２４号公報等で開示された発明がある。また、
特開昭６３−１０５９３０号公報や特開昭６４−７９３
２２号公報には、冷延、焼鈍をする前の熱延板でのミク
ロ組織を最適化することにより疲労特性を向上させる発
明が開示されている。しかし、ミクロ組織としてフェラ
イト、マルテンサイト、残留オーステナイトから構成さ
れているもののマルテンサイト体積率が高いために伸び
が十分ではない。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、走行中
の振動等により疲労破壊が生じる危険性のある自動車部
品の一部の部品においては、疲労耐久性が大変に重要で
あるが、上記従来技術では、十分な疲労特性とともに良
好な成形性を得ることができない。そこで、本発明は、
疲労特性と加工性を両立させるための鋼板特性とその製
造方法を明らかにして 疲労特性に優れた加工用高強度
冷延鋼板およびその製造方法を提供することを目的とす
るものである。
の振動等により疲労破壊が生じる危険性のある自動車部
品の一部の部品においては、疲労耐久性が大変に重要で
あるが、上記従来技術では、十分な疲労特性とともに良
好な成形性を得ることができない。そこで、本発明は、
疲労特性と加工性を両立させるための鋼板特性とその製
造方法を明らかにして 疲労特性に優れた加工用高強度
冷延鋼板およびその製造方法を提供することを目的とす
るものである。
【０００６】
【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、それに続く酸洗、冷間
圧延、連続焼鈍設備により工業的規模で生産されている
高強度冷延鋼板の製造プロセスを念頭において、高強度
冷延鋼板の疲労特性と加工性の両立を達成すべく鋭意研
究を重ねた。その結果、固溶しているＣｕもしくはＣｕ
単独で構成される粒子サイズが２ｎｍ以下のＣｕ析出物
が疲労特性向上に非常に有効であり、かつ加工性も損な
わないことを見出し、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、それに続く酸洗、冷間
圧延、連続焼鈍設備により工業的規模で生産されている
高強度冷延鋼板の製造プロセスを念頭において、高強度
冷延鋼板の疲労特性と加工性の両立を達成すべく鋭意研
究を重ねた。その結果、固溶しているＣｕもしくはＣｕ
単独で構成される粒子サイズが２ｎｍ以下のＣｕ析出物
が疲労特性向上に非常に有効であり、かつ加工性も損な
わないことを見出し、本発明をなしたものである。
【０００７】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、フェライト相におけるＣｕ単独で
構成される粒子サイズの疲労特性に及ぼす効果について
の調査を行った。そのための供試材は、次のようにして
準備した。すなわち、０．１２％Ｃ−１．３５％Ｓｉ−
１．４０％Ｍｎ−１．０％Ｃｕ−０．５％Ｎｉ−０．０
００３％Ｂに成分調整し溶製した鋳片を８５０℃で圧延
して常温で巻取り、酸洗後、３．０ｍｍから１．２ｍｍ
まで６０％の冷間圧延を行った鋼板を８００℃で６０秒
保持した後７０℃／ｓの冷却速度で３５０℃まで冷却し
た後、１００〜６００℃の温度で３６０秒間保持後水冷
の熱処理を施し、ミクロ組織が、残留オーステナイトの
体積率が５％以上２５％以下であって、残部がフェライ
ト、ベイナイト、マルテンサイト有する鋼板を得た。
いて説明する。まず、フェライト相におけるＣｕ単独で
構成される粒子サイズの疲労特性に及ぼす効果について
の調査を行った。そのための供試材は、次のようにして
準備した。すなわち、０．１２％Ｃ−１．３５％Ｓｉ−
１．４０％Ｍｎ−１．０％Ｃｕ−０．５％Ｎｉ−０．０
００３％Ｂに成分調整し溶製した鋳片を８５０℃で圧延
して常温で巻取り、酸洗後、３．０ｍｍから１．２ｍｍ
まで６０％の冷間圧延を行った鋼板を８００℃で６０秒
保持した後７０℃／ｓの冷却速度で３５０℃まで冷却し
た後、１００〜６００℃の温度で３６０秒間保持後水冷
の熱処理を施し、ミクロ組織が、残留オーステナイトの
体積率が５％以上２５％以下であって、残部がフェライ
ト、ベイナイト、マルテンサイト有する鋼板を得た。
【０００８】これらの鋼板について疲労試験を行った結
果を、図１に示す。この結果より、残留オーステナイト
の体積率が５％以上、２５％以下であって、残部がフェ
ライト、ベイナイト、マルテンサイトを有する鋼板にお
いて、そのフェライト相におけるＣｕ単独で構成される
粒子の平均サイズと疲労限度比には強い相関があり、フ
ェライト相におけるＣｕ単独で構成される粒子の平均サ
イズが２ｎｍ以下で疲労限度比が著しく向上することを
新規に知見した。また、熱間圧延条件等を制限すること
によって、フェライト相におけるＣｕ単独で構成される
粒子の平均サイズが２ｎｍ以下という鋼板を製造できる
ことも新たに知見した。
果を、図１に示す。この結果より、残留オーステナイト
の体積率が５％以上、２５％以下であって、残部がフェ
ライト、ベイナイト、マルテンサイトを有する鋼板にお
いて、そのフェライト相におけるＣｕ単独で構成される
粒子の平均サイズと疲労限度比には強い相関があり、フ
ェライト相におけるＣｕ単独で構成される粒子の平均サ
イズが２ｎｍ以下で疲労限度比が著しく向上することを
新規に知見した。また、熱間圧延条件等を制限すること
によって、フェライト相におけるＣｕ単独で構成される
粒子の平均サイズが２ｎｍ以下という鋼板を製造できる
ことも新たに知見した。
【０００９】次に、Ｂ元素の疲労特性に及ぼす効果につ
いての調査を行った。そのための供試材は、次のように
して準備した。すなわち、０．１２％Ｃ−１．３５％Ｓ
ｉ−１．４０％Ｍｎ−０．５％Ｎｉ鋼をベースにして、
１．０％のＣｕを添加した鋼とＣｕを添加しない鋼に、
さらに、Ｂ含有濃度を変化させた鋼を成分調整し溶製し
た鋳片を８５０℃で圧延して常温で巻き取り、酸洗後、
３．０ｍｍから１．２ｍｍまで６０％の冷間圧延を行っ
た鋼板を８００℃で６０秒保持した後、７０℃／ｓの冷
却速度で３５０℃まで冷却した後、３６０〜３８０℃の
温度範囲で３６０秒間保持後、水冷の熱処理を施し、ミ
クロ組織が、残留オーステナイトの体積率が５％以上、
２５％以下であって、残部がフェライト、ベイナイト、
マルテンサイト有する鋼板を得た。
いての調査を行った。そのための供試材は、次のように
して準備した。すなわち、０．１２％Ｃ−１．３５％Ｓ
ｉ−１．４０％Ｍｎ−０．５％Ｎｉ鋼をベースにして、
１．０％のＣｕを添加した鋼とＣｕを添加しない鋼に、
さらに、Ｂ含有濃度を変化させた鋼を成分調整し溶製し
た鋳片を８５０℃で圧延して常温で巻き取り、酸洗後、
３．０ｍｍから１．２ｍｍまで６０％の冷間圧延を行っ
た鋼板を８００℃で６０秒保持した後、７０℃／ｓの冷
却速度で３５０℃まで冷却した後、３６０〜３８０℃の
温度範囲で３６０秒間保持後、水冷の熱処理を施し、ミ
クロ組織が、残留オーステナイトの体積率が５％以上、
２５％以下であって、残部がフェライト、ベイナイト、
マルテンサイト有する鋼板を得た。
【００１０】これらの鋼板について疲労試験を行った結
果を、図２に示す。この結果より、１．０％のＣｕを添
加した鋼に限り、Ｂ含有濃度と疲労限度比に強い相関が
あり、さらに、Ｂの含有濃度が２ｐｐｍ以上で疲労限度
比が著しく向上することを新規に知見した。なお、引張
試験による機械的性質については、ＪＩＳ Ｚ ２２０
１記載の５号試験片にて、ＪＩＳ Ｚ ２２４１記載の
試験方法で測定した。また、鋼板の疲労特性は、図３に
示すような板厚３．０ｍｍ、長さ９８ｍｍ、幅３８ｍ
ｍ、最小断面部の幅が２０ｍｍ、切り欠きの曲率半径が
３０ｍｍである疲労試験片を用い、完全両振りの平面曲
げ疲労試験によって得られた２×１０6 回での疲労強度
σＷを鋼板の引張り強さσＢで除した値（疲労限度比σ
Ｗ／σＢ）で評価した。
果を、図２に示す。この結果より、１．０％のＣｕを添
加した鋼に限り、Ｂ含有濃度と疲労限度比に強い相関が
あり、さらに、Ｂの含有濃度が２ｐｐｍ以上で疲労限度
比が著しく向上することを新規に知見した。なお、引張
試験による機械的性質については、ＪＩＳ Ｚ ２２０
１記載の５号試験片にて、ＪＩＳ Ｚ ２２４１記載の
試験方法で測定した。また、鋼板の疲労特性は、図３に
示すような板厚３．０ｍｍ、長さ９８ｍｍ、幅３８ｍ
ｍ、最小断面部の幅が２０ｍｍ、切り欠きの曲率半径が
３０ｍｍである疲労試験片を用い、完全両振りの平面曲
げ疲労試験によって得られた２×１０6 回での疲労強度
σＷを鋼板の引張り強さσＢで除した値（疲労限度比σ
Ｗ／σＢ）で評価した。
【００１１】また、フェライト相におけるＣｕ単独で構
成される粒子は、供試鋼の１／４厚のところから透過型
電子顕微鏡サンプルを採取し、エネルギー分散型Ｘ線分
光（Ｅｎｅｒｇｙ Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ Ｘ−ｒａｙ
Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｅ：ＥＤＳ）や電子エネルギ
ー損失分光（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｅｎｅｒｇｙ Ｌｏｓ
ｓ Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｅ：ＥＥＬＳ）の組成分析
機能を加えた、２００ｋＶの加速電圧の電界放射型電子
銃（Ｆｉｅｌｄ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｇｕｎ：ＦＥＧ）
を搭載した透過型電子顕微鏡によって観察した。観察さ
れる粒子の組成は、上記ＥＤＳおよびＥＥＬＳによりＣ
ｕ単独であることを確認した。また、本発明で規定する
フェライト相におけるＣｕ単独で構成される粒子のサイ
ズは観察される粒子のサイズをそれぞれ測定したものの
その一視野での平均の値である。
成される粒子は、供試鋼の１／４厚のところから透過型
電子顕微鏡サンプルを採取し、エネルギー分散型Ｘ線分
光（Ｅｎｅｒｇｙ Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ Ｘ−ｒａｙ
Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｅ：ＥＤＳ）や電子エネルギ
ー損失分光（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｅｎｅｒｇｙ Ｌｏｓ
ｓ Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｅ：ＥＥＬＳ）の組成分析
機能を加えた、２００ｋＶの加速電圧の電界放射型電子
銃（Ｆｉｅｌｄ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｇｕｎ：ＦＥＧ）
を搭載した透過型電子顕微鏡によって観察した。観察さ
れる粒子の組成は、上記ＥＤＳおよびＥＥＬＳによりＣ
ｕ単独であることを確認した。また、本発明で規定する
フェライト相におけるＣｕ単独で構成される粒子のサイ
ズは観察される粒子のサイズをそれぞれ測定したものの
その一視野での平均の値である。
【００１２】本発明は、上記知見により構成したもの
で、その要旨は、 （１）質量％にて、Ｃ：０．０５〜０．３０％、Ｓｉ：
０．１〜２．０％、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｐ：≦
０．０２％、Ｓ：≦０．０１％、Ａｌ：０．００５〜
０．１％、Ｃｕ：０．２〜２．０％、Ｂ：０．０００２
〜０．００２０％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、フェライ
ト、ベイナイト、残留オーステナイトを主要構成組織と
し、さらに、マルテンサイトを含むこともある複合組織
であり、前記残留オーステナイトの体積率は、５％以
上、２５％以下であり、前記フェライト相におけるＣｕ
の存在状態は、Ｃｕ単独で構成される粒子の大きさが２
ｎｍ以下の固溶状態および／または析出状態であること
を特徴とする、疲労特性に優れた加工用高強度冷延鋼
板。
で、その要旨は、 （１）質量％にて、Ｃ：０．０５〜０．３０％、Ｓｉ：
０．１〜２．０％、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｐ：≦
０．０２％、Ｓ：≦０．０１％、Ａｌ：０．００５〜
０．１％、Ｃｕ：０．２〜２．０％、Ｂ：０．０００２
〜０．００２０％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、フェライ
ト、ベイナイト、残留オーステナイトを主要構成組織と
し、さらに、マルテンサイトを含むこともある複合組織
であり、前記残留オーステナイトの体積率は、５％以
上、２５％以下であり、前記フェライト相におけるＣｕ
の存在状態は、Ｃｕ単独で構成される粒子の大きさが２
ｎｍ以下の固溶状態および／または析出状態であること
を特徴とする、疲労特性に優れた加工用高強度冷延鋼
板。
【００１３】（２）前記鋼が、さらに、質量％にて、Ｎ
ｉ：０．１〜１．０％を含有することを特徴とする、前
記（１）に記載の疲労特性に優れた加工用高強度冷延鋼
板。 （３）前記鋼が、さらに、質量％にて、Ｃａ：０．００
５〜０．０２％、ＲＥＭ：０．００５〜０．２％の一種
または二種を含有することを特徴とする、前記（１）ま
たは（２）に記載の疲労特性に優れた加工用高強度冷延
鋼板。 （４）前記鋼が、さらに、質量％にて、Ｍｏ：０．０５
〜０．２％、Ｖ：０．０２〜０．２％、Ｔｉ：０．０１
〜０．２％、Ｎｂ：０．０１〜０．１％、Ｃｒ：０．０
１〜０．２％、Ｚｒ：０．０２〜０．３％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（３）のいずれかに記載の疲労特性に優れた加工用高
強度冷延鋼板。
ｉ：０．１〜１．０％を含有することを特徴とする、前
記（１）に記載の疲労特性に優れた加工用高強度冷延鋼
板。 （３）前記鋼が、さらに、質量％にて、Ｃａ：０．００
５〜０．０２％、ＲＥＭ：０．００５〜０．２％の一種
または二種を含有することを特徴とする、前記（１）ま
たは（２）に記載の疲労特性に優れた加工用高強度冷延
鋼板。 （４）前記鋼が、さらに、質量％にて、Ｍｏ：０．０５
〜０．２％、Ｖ：０．０２〜０．２％、Ｔｉ：０．０１
〜０．２％、Ｎｂ：０．０１〜０．１％、Ｃｒ：０．０
１〜０．２％、Ｚｒ：０．０２〜０．３％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（３）のいずれかに記載の疲労特性に優れた加工用高
強度冷延鋼板。
【００１４】（５）前記（１）ないし（４）のいずれか
に記載の成分を有する鋼片の熱間圧延を、Ａｒ3 変態点
以上で仕上圧延を行う以外は常法に従って行い、引き続
き常法に従って、酸洗、冷間圧延を行った後、連続焼鈍
するに際し、Ａｃ1 変態点以上、Ａｃ3 変態点以下の二
相域で３０〜１５０秒間保持した後、２０℃／ｓ以上の
冷却速度で、３５０〜４５０℃の温度域まで冷却し、該
温度域で１５〜６００秒間保持した後、５℃／ｓ以上の
冷却速度で１５０℃以下まで冷却することを特徴とす
る、そのミクロ組織が、フェライト、ベイナイト、残留
オーステナイトを主要構成組織とし、さらに、マルテン
サイトを含むこともある複合組織であり、前記残留オー
ステナイトの体積率は、５％以上、２５％以下であり、
前記フェライト相におけるＣｕの存在状態は、Ｃｕ単独
で構成される粒子の大きさが２ｎｍ以下の固溶状態およ
び／または析出状態である疲労特性に優れた加工用高強
度冷延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を、Ａｒ3 変態点
以上で仕上圧延を行う以外は常法に従って行い、引き続
き常法に従って、酸洗、冷間圧延を行った後、連続焼鈍
するに際し、Ａｃ1 変態点以上、Ａｃ3 変態点以下の二
相域で３０〜１５０秒間保持した後、２０℃／ｓ以上の
冷却速度で、３５０〜４５０℃の温度域まで冷却し、該
温度域で１５〜６００秒間保持した後、５℃／ｓ以上の
冷却速度で１５０℃以下まで冷却することを特徴とす
る、そのミクロ組織が、フェライト、ベイナイト、残留
オーステナイトを主要構成組織とし、さらに、マルテン
サイトを含むこともある複合組織であり、前記残留オー
ステナイトの体積率は、５％以上、２５％以下であり、
前記フェライト相におけるＣｕの存在状態は、Ｃｕ単独
で構成される粒子の大きさが２ｎｍ以下の固溶状態およ
び／または析出状態である疲労特性に優れた加工用高強
度冷延鋼板の製造方法にある。
【００１５】
【発明の実施の形態】以下、本発明を詳細に説明する。
まず、本発明の鋼板ミクロ組織およびＣｕの存在状態に
ついて説明する。本発明の鋼板のミクロ組織は、フェラ
イト、ベイナイト、残留オーステナイトを主要構成組織
とし、さらに、マルテンサイトを含むこともある複合組
織であり、前記残留オーステナイトの体積率は、５％以
上、２５％以下であり、前記フェライト相におけるＣｕ
の存在状態は、Ｃｕ単独で構成される粒子の大きさが２
ｎｍ以下の固溶状態および／または析出状態である。
まず、本発明の鋼板ミクロ組織およびＣｕの存在状態に
ついて説明する。本発明の鋼板のミクロ組織は、フェラ
イト、ベイナイト、残留オーステナイトを主要構成組織
とし、さらに、マルテンサイトを含むこともある複合組
織であり、前記残留オーステナイトの体積率は、５％以
上、２５％以下であり、前記フェライト相におけるＣｕ
の存在状態は、Ｃｕ単独で構成される粒子の大きさが２
ｎｍ以下の固溶状態および／または析出状態である。
【００１６】本発明の複合組織鋼板は、残留オーステナ
イトが応力誘起マルテンサイト変態による変態誘起塑性
（ＴＲａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐ
ｌａｓｔｉｃｉｔｙ：以下ＴＲＩＰ）を起こすことによ
って優れた加工性を発現する。残留オーステナイトの体
積率が５％未満では、ＴＲＩＰが起こったとしてもその
絶対量が少ないので優れた加工性を得られず、２５％超
では残留オーステナイト相のＣ濃度が低く不安定で変態
しやすく、加工性に有効なＴＲＩＰが起きない。そのた
め、残留オーステナイトの体積率は、５％以上、２５％
以下とする必要がある。ただし、ここで言う残留オース
テナイトの体積率とは、鋼板のある断面で観察されたミ
クロ組織中の残留オーステナイトの面積率で定義されて
いる。
イトが応力誘起マルテンサイト変態による変態誘起塑性
（ＴＲａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐ
ｌａｓｔｉｃｉｔｙ：以下ＴＲＩＰ）を起こすことによ
って優れた加工性を発現する。残留オーステナイトの体
積率が５％未満では、ＴＲＩＰが起こったとしてもその
絶対量が少ないので優れた加工性を得られず、２５％超
では残留オーステナイト相のＣ濃度が低く不安定で変態
しやすく、加工性に有効なＴＲＩＰが起きない。そのた
め、残留オーステナイトの体積率は、５％以上、２５％
以下とする必要がある。ただし、ここで言う残留オース
テナイトの体積率とは、鋼板のある断面で観察されたミ
クロ組織中の残留オーステナイトの面積率で定義されて
いる。
【００１７】これに加えて、本発明の複合組織鋼板で
は、フェライト相中で固溶および／または析出状態の２
ｎｍ以下のＣｕ単独で構成される粒子サイズの析出物
が、加工性の劣化につながる静的強度の上昇をおさえて
疲労限のみを上昇させる。ただし、フェライト相におけ
るＣｕ単独で構成される粒子の大きさが２ｎｍ超である
と静的強度はＣｕの析出強化で著しく上昇しかつ、加工
性が劣化するばかりでなく、Ｃｕの析出強化では疲労限
が静的強度ほど上昇しないので疲労限度比が低下する。
そのためフェライト相におけるＣｕ単独で構成される粒
子の大きさは、２ｎｍ以下とする必要がある。なお、本
発明の鋼板が良好な伸びを有するためには、フェライト
の体積率は４０％以上が好ましく、マルテンサイトの体
積率は５％未満が好ましい。
は、フェライト相中で固溶および／または析出状態の２
ｎｍ以下のＣｕ単独で構成される粒子サイズの析出物
が、加工性の劣化につながる静的強度の上昇をおさえて
疲労限のみを上昇させる。ただし、フェライト相におけ
るＣｕ単独で構成される粒子の大きさが２ｎｍ超である
と静的強度はＣｕの析出強化で著しく上昇しかつ、加工
性が劣化するばかりでなく、Ｃｕの析出強化では疲労限
が静的強度ほど上昇しないので疲労限度比が低下する。
そのためフェライト相におけるＣｕ単独で構成される粒
子の大きさは、２ｎｍ以下とする必要がある。なお、本
発明の鋼板が良好な伸びを有するためには、フェライト
の体積率は４０％以上が好ましく、マルテンサイトの体
積率は５％未満が好ましい。
【００１８】次に、本発明の化学成分の限定理由につい
て説明する。Ｃは、０．０５％未満であると良好な延性
を付与するための十分な残留オーステナイト量を得るこ
とができないので０．０５％以上とする。また０．３０
％超含有していると加工性及び溶接性が著しく劣化する
ので、０．３０％以下とする。さらに、０．２０％超含
有していると溶接性が劣化するので、０．２０％以下が
好ましい。
て説明する。Ｃは、０．０５％未満であると良好な延性
を付与するための十分な残留オーステナイト量を得るこ
とができないので０．０５％以上とする。また０．３０
％超含有していると加工性及び溶接性が著しく劣化する
ので、０．３０％以下とする。さらに、０．２０％超含
有していると溶接性が劣化するので、０．２０％以下が
好ましい。
【００１９】Ｓｉは、フェライト変態の促進とセメンタ
イトの析出抑制による未変態オーステナイト中のＣ濃度
の上昇を促進し残留オーステナイトを得やすくする効果
がある。ただし、０．１％未満では、上記のような効果
が失われるので、０．１％以上とする。また、２．０％
超添加するとその効果が飽和するので、２．０％以下と
する。Ｍｎは、オーステナイトの安定化元素であり目的
とする残留オーステナイトを得やすくする効果がある。
ただし、その効果を得るためには、０．５％以上必要で
ある。また、２．５％超添加すると上記効果が飽和する
だけでなく、溶接性も劣化させるため、２．５％以下と
する。
イトの析出抑制による未変態オーステナイト中のＣ濃度
の上昇を促進し残留オーステナイトを得やすくする効果
がある。ただし、０．１％未満では、上記のような効果
が失われるので、０．１％以上とする。また、２．０％
超添加するとその効果が飽和するので、２．０％以下と
する。Ｍｎは、オーステナイトの安定化元素であり目的
とする残留オーステナイトを得やすくする効果がある。
ただし、その効果を得るためには、０．５％以上必要で
ある。また、２．５％超添加すると上記効果が飽和する
だけでなく、溶接性も劣化させるため、２．５％以下と
する。
【００２０】Ｐは、０．０２％超添加すると加工性や溶
接性に悪影響を及ぼすだけでなく、粒界に偏析して粒界
強度を低下させ粒界脆化を起こすので、０．０２％以下
とする。Ｓは、多すぎると熱間圧延時の割れを引き起こ
すので極力低減させるべきであるが、０．０１％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、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
だけでなく、コストの上昇を招くため、その上限を０．
１％とする。
接性に悪影響を及ぼすだけでなく、粒界に偏析して粒界
強度を低下させ粒界脆化を起こすので、０．０２％以下
とする。Ｓは、多すぎると熱間圧延時の割れを引き起こ
すので極力低減させるべきであるが、０．０１％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、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
だけでなく、コストの上昇を招くため、その上限を０．
１％とする。
【００２１】Ｃｕは、本発明の最も重要な元素の一つで
あり、固溶もしくは２ｎｍ以下の粒子サイズに析出させ
ることにより疲労特性を改善する効果がある。ただし、
０．２％未満では、その効果は少なく、２．０％を超え
て添加しても効果が飽和するので、０．２〜２．０％と
添加範囲を限定する。Ｂは、本発明の最も重要な元素の
一つであり、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。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０．００２０％超
添加するとスラブ割れが起こる。よってＢの添加量は、
０．０００２％以上０．００２０％以下とする。
あり、固溶もしくは２ｎｍ以下の粒子サイズに析出させ
ることにより疲労特性を改善する効果がある。ただし、
０．２％未満では、その効果は少なく、２．０％を超え
て添加しても効果が飽和するので、０．２〜２．０％と
添加範囲を限定する。Ｂは、本発明の最も重要な元素の
一つであり、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。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０．００２０％超
添加するとスラブ割れが起こる。よってＢの添加量は、
０．０００２％以上０．００２０％以下とする。
【００２２】Ｎｉは、フェライトの生成も促進する元素
であると共に、Ｃｕ含有による熱間脆性防止のために添
加する。ただし、０．１未満ではその効果が少なく、
１．０％を超えて添加してもその効果が飽和するので、
０．１〜１．０％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、０．０
０５％未満添加してもその効果がなく、Ｃａならば０．
０２％超、ＲＥＭならば０．２％超添加してもその効果
が飽和するのでＣａ＝０．００５〜０．０２％、ＲＥＭ
＝０．００５〜０．２％とする。
であると共に、Ｃｕ含有による熱間脆性防止のために添
加する。ただし、０．１未満ではその効果が少なく、
１．０％を超えて添加してもその効果が飽和するので、
０．１〜１．０％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、０．０
０５％未満添加してもその効果がなく、Ｃａならば０．
０２％超、ＲＥＭならば０．２％超添加してもその効果
が飽和するのでＣａ＝０．００５〜０．０２％、ＲＥＭ
＝０．００５〜０．２％とする。
【００２３】以上を基本成分とするが、強度を付与する
ために以下のＭｏ、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｚｒの析出
強化もしくは固溶強化元素の一種または二種以上を添加
しても良い。ただし、それぞれ、０．０５％、０．０２
％、０．０１％、０．０１％、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、０．２％、０．２％、０．２％、０．１％、０．３
％、０．２％を超え添加してもその効果は飽和する。
ために以下のＭｏ、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｚｒの析出
強化もしくは固溶強化元素の一種または二種以上を添加
しても良い。ただし、それぞれ、０．０５％、０．０２
％、０．０１％、０．０１％、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、０．２％、０．２％、０．２％、０．１％、０．３
％、０．２％を超え添加してもその効果は飽和する。
【００２４】最後に、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は、所定の成分含有量に
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、１３５０℃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１３５０℃
未満が望ましい。
いて以下に詳細に述べる本発明は、所定の成分含有量に
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、１３５０℃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１３５０℃
未満が望ましい。
【００２５】熱間圧延工程は、仕上温度（ＦＴ）がＡｒ
3 点以上の温度域で終了する必要がある。これは、熱間
圧延中に圧延温度がＡｒ3 点を切ると、結晶粒が粗大化
して強度や延性の低下をまねくばかりでなく、表面品位
低下につながるためである。仕上げ圧延後の冷却と巻取
温度（ＣＴ）については、組織制御、析出物制御等を冷
延後の焼鈍工程において行うため特に規定しないが、焼
鈍後に残留オーステナイト、残部がフェライト、ベイナ
イトおよびマルテンサイトのミクロ組織を得やすくする
ために熱延板段階において、その組成配分が完了してい
ることが望ましいので、仕上圧延を終了した後の冷却
は、Ａｒ1 点まで１〜１０秒間空冷することが好まし
い。
3 点以上の温度域で終了する必要がある。これは、熱間
圧延中に圧延温度がＡｒ3 点を切ると、結晶粒が粗大化
して強度や延性の低下をまねくばかりでなく、表面品位
低下につながるためである。仕上げ圧延後の冷却と巻取
温度（ＣＴ）については、組織制御、析出物制御等を冷
延後の焼鈍工程において行うため特に規定しないが、焼
鈍後に残留オーステナイト、残部がフェライト、ベイナ
イトおよびマルテンサイトのミクロ組織を得やすくする
ために熱延板段階において、その組成配分が完了してい
ることが望ましいので、仕上圧延を終了した後の冷却
は、Ａｒ1 点まで１〜１０秒間空冷することが好まし
い。
【００２６】また、その後の冷却および巻取温度である
が、焼鈍時に、Ｃｕを固溶もしくは２ｎｍ以下の析出状
態にするために、熱延板段階においもＣｕを固溶状態に
しておくことが望ましいので、巻取温度は３５０℃以下
で、その温度域までの冷却速度は２０℃／ｓ以上が好ま
しい。次に酸洗後の冷間圧延工程であるが、冷間圧延率
等については特に規定しない。ただし、冷間圧延の圧下
率が３０％未満であると、その後の焼鈍工程において再
結晶が完全に生じず延性が劣化し、８０％超の圧下率で
は冷間圧延機に負荷がかかりすぎるため、冷間圧延の圧
下率は３０％以上８０％以下が好ましい。
が、焼鈍時に、Ｃｕを固溶もしくは２ｎｍ以下の析出状
態にするために、熱延板段階においもＣｕを固溶状態に
しておくことが望ましいので、巻取温度は３５０℃以下
で、その温度域までの冷却速度は２０℃／ｓ以上が好ま
しい。次に酸洗後の冷間圧延工程であるが、冷間圧延率
等については特に規定しない。ただし、冷間圧延の圧下
率が３０％未満であると、その後の焼鈍工程において再
結晶が完全に生じず延性が劣化し、８０％超の圧下率で
は冷間圧延機に負荷がかかりすぎるため、冷間圧延の圧
下率は３０％以上８０％以下が好ましい。
【００２７】最後に焼鈍工程であるが、焼鈍は連続焼鈍
サイクルを前提としている。まず、加熱温度はＡｃ1 点
以上Ａｃ3 点以下の二相域で行う。ただし、その温度範
囲内でも低温すぎると、熱延板段階でセメンタイトやＣ
ｕが析出していた場合、セメンタイトやＣｕが再固溶す
るのに時間がかかりすぎ、高温すぎるとオーステナイト
の体積率が大きくなりすぎてオーステナイト中のＣ濃度
が低下しベイナイトもしくはパーライト変態のノーズに
かかりやすくなるため７８０℃以上８５０℃以下で加熱
するのが好ましい。また、加熱時間であるが３０秒未満
では、セメンタイトやＣｕが完全に再固溶するのに不十
分であり、１５０秒超では、通板速度を低下させなけれ
ばならず操業上好ましくないので、加熱時間は３０〜１
５０秒間とする。
サイクルを前提としている。まず、加熱温度はＡｃ1 点
以上Ａｃ3 点以下の二相域で行う。ただし、その温度範
囲内でも低温すぎると、熱延板段階でセメンタイトやＣ
ｕが析出していた場合、セメンタイトやＣｕが再固溶す
るのに時間がかかりすぎ、高温すぎるとオーステナイト
の体積率が大きくなりすぎてオーステナイト中のＣ濃度
が低下しベイナイトもしくはパーライト変態のノーズに
かかりやすくなるため７８０℃以上８５０℃以下で加熱
するのが好ましい。また、加熱時間であるが３０秒未満
では、セメンタイトやＣｕが完全に再固溶するのに不十
分であり、１５０秒超では、通板速度を低下させなけれ
ばならず操業上好ましくないので、加熱時間は３０〜１
５０秒間とする。
【００２８】次に、加熱後の冷却速度であるが２０℃／
ｓ未満では、パーライト変態のノーズにかかる恐れがあ
るため、２０℃／ｓ以上の冷却速度とする。また、この
ときの冷却終点温度であるが、４００℃超ではＣｕの析
出が起こる恐れがあるので、冷却終点温度は４００℃以
下が望ましい。次にベイナイト変態を促進し、必要な量
の残留オーステナイト相を安定化させる３５０〜４５０
℃の保持温度であるが、４５０℃超では残留したオース
テナイトがパーライトに分解してしまうばかりか、フェ
ライト相におけるＣｕの析出物の大きさが２ｎｍ超の大
きさに成長するために静的強度がＣｕの析出強化で著し
く上昇しかつ、加工性が劣化するばかりでなく、Ｃｕの
析出強化では疲労限が静的強度ほど上昇しないので疲労
限度比が低下してしまう。
ｓ未満では、パーライト変態のノーズにかかる恐れがあ
るため、２０℃／ｓ以上の冷却速度とする。また、この
ときの冷却終点温度であるが、４００℃超ではＣｕの析
出が起こる恐れがあるので、冷却終点温度は４００℃以
下が望ましい。次にベイナイト変態を促進し、必要な量
の残留オーステナイト相を安定化させる３５０〜４５０
℃の保持温度であるが、４５０℃超では残留したオース
テナイトがパーライトに分解してしまうばかりか、フェ
ライト相におけるＣｕの析出物の大きさが２ｎｍ超の大
きさに成長するために静的強度がＣｕの析出強化で著し
く上昇しかつ、加工性が劣化するばかりでなく、Ｃｕの
析出強化では疲労限が静的強度ほど上昇しないので疲労
限度比が低下してしまう。
【００２９】また、３５０℃未満では、微細な炭化物が
析出してしまい目的とする量の残留オーステナイトが得
られないため延性が劣化するので、ベイナイト変態を促
進し必要な量の残留オーステナイト相を安定化させる保
持温度は３５０℃以上４５０℃以下とする。さらに、そ
の保持時間であるが、１５秒未満ではベイナイト変態の
促進が不十分であり、不安定な残留オーステナイトは冷
却終了時にマルテンサイトとなってしまい必要な量の安
定化した残留オーステナイト相が得られない。
析出してしまい目的とする量の残留オーステナイトが得
られないため延性が劣化するので、ベイナイト変態を促
進し必要な量の残留オーステナイト相を安定化させる保
持温度は３５０℃以上４５０℃以下とする。さらに、そ
の保持時間であるが、１５秒未満ではベイナイト変態の
促進が不十分であり、不安定な残留オーステナイトは冷
却終了時にマルテンサイトとなってしまい必要な量の安
定化した残留オーステナイト相が得られない。
【００３０】また、６００秒超の保持は、ベイナイト変
態を促進しすぎて必要な量の安定化した残留オーステナ
イト相を得られないばかりでなく、通板速度を低下させ
なければならず操業上好ましくない。従って、ベイナイ
ト変態を促進し必要な量の残留オーステナイト相を安定
化させる保持時間は、１５秒以上６００秒以下とする。
最後に冷却完了温度までの冷却速度は、５℃／ｓ未満で
は、ベイナイト変態を促進しすぎて必要な量の安定化し
た残留オーステナイト相を得られない恐れがあるので、
５℃／ｓ以上とする。
態を促進しすぎて必要な量の安定化した残留オーステナ
イト相を得られないばかりでなく、通板速度を低下させ
なければならず操業上好ましくない。従って、ベイナイ
ト変態を促進し必要な量の残留オーステナイト相を安定
化させる保持時間は、１５秒以上６００秒以下とする。
最後に冷却完了温度までの冷却速度は、５℃／ｓ未満で
は、ベイナイト変態を促進しすぎて必要な量の安定化し
た残留オーステナイト相を得られない恐れがあるので、
５℃／ｓ以上とする。
【００３１】
【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〜Ｘの鋼は、転炉に
て溶製して、連続鋳造後、加熱温度１１００℃〜１２３
０℃の温度で再加熱し、熱間圧延仕上温度７９０℃〜８
３０℃、巻取温度室温〜４５０℃で熱間圧延工程を終了
し、酸洗後、圧延率６０％〜８０％で０．７〜１．６ｍ
ｍの板厚に冷間圧延した後、表２に示す条件で焼鈍を行
った。なお表中の化学組成についての表示は質量％であ
る。このようにして得られた焼鈍板の引張試験は、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。
る。表１に示す化学成分を有するＡ〜Ｘの鋼は、転炉に
て溶製して、連続鋳造後、加熱温度１１００℃〜１２３
０℃の温度で再加熱し、熱間圧延仕上温度７９０℃〜８
３０℃、巻取温度室温〜４５０℃で熱間圧延工程を終了
し、酸洗後、圧延率６０％〜８０％で０．７〜１．６ｍ
ｍの板厚に冷間圧延した後、表２に示す条件で焼鈍を行
った。なお表中の化学組成についての表示は質量％であ
る。このようにして得られた焼鈍板の引張試験は、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。
【００３２】
【表１】
【００３３】
【表２】
【００３４】また、さらに図３に示すような、長さ９０
ｍｍ、幅１８ｍｍ、最小断面部の幅が１０ｍｍ、切り欠
きの曲率半径が３０ｍｍである平面曲げ疲労試験片に
て、完全両振りの平面曲げ疲労試験を行った。鋼板の疲
労特性は、２×１０6 回での疲労強度σＷを鋼板の引っ
張り強さσＢで除した値（疲労限度比σＷ／σＢ）で評
価した。
ｍｍ、幅１８ｍｍ、最小断面部の幅が１０ｍｍ、切り欠
きの曲率半径が３０ｍｍである平面曲げ疲労試験片に
て、完全両振りの平面曲げ疲労試験を行った。鋼板の疲
労特性は、２×１０6 回での疲労強度σＷを鋼板の引っ
張り強さσＢで除した値（疲労限度比σＷ／σＢ）で評
価した。
【００３５】フェライト相におけるＣｕ単独で構成され
る粒子は、供試鋼の１／４厚のところから透過型電子顕
微鏡サンプルを採取し、エネルギー分散型Ｘ線分光（Ｅ
ＤＳ）や電子エネルギー損失分光（ＥＥＬＳ）の組成分
析機能を加えた、２００ｋＶの加速電圧の電界放射型電
子銃（ＦＥＧ）を搭載した透過型電子顕微鏡によって観
察した。観察される粒子の組成は、上記ＥＤＳおよびＥ
ＥＬＳによりＣｕ単独であることを確認した。また、本
発明で規定するフェライト相におけるＣｕ単独で構成さ
れる粒子のサイズは、観察される粒子のサイズをそれぞ
れ測定したもののその一視野での平均の値である。
る粒子は、供試鋼の１／４厚のところから透過型電子顕
微鏡サンプルを採取し、エネルギー分散型Ｘ線分光（Ｅ
ＤＳ）や電子エネルギー損失分光（ＥＥＬＳ）の組成分
析機能を加えた、２００ｋＶの加速電圧の電界放射型電
子銃（ＦＥＧ）を搭載した透過型電子顕微鏡によって観
察した。観察される粒子の組成は、上記ＥＤＳおよびＥ
ＥＬＳによりＣｕ単独であることを確認した。また、本
発明で規定するフェライト相におけるＣｕ単独で構成さ
れる粒子のサイズは、観察される粒子のサイズをそれぞ
れ測定したもののその一視野での平均の値である。
【００３６】本発明に沿うものは、鋼Ａ−２、Ｂ−１、
Ｃ−１、Ｅ−１、Ｇ−１、Ｈ−１、Ｉ−１、Ｊ−２、Ｌ
−１、Ｎ−１、Ｐ−１、Ｒ−１、Ｓ−１、Ｕ−１、Ｖ−
１、Ｗ−１、Ｘ−１の１７鋼であり、残留オーステナイ
トの体積率が５％以上２５％以下であって、フェライト
相におけるＣｕの析出物の大きさが２ｎｍ以下である疲
労特性に優れた加工用高強度冷延鋼板が得られている。
Ｃ−１、Ｅ−１、Ｇ−１、Ｈ−１、Ｉ−１、Ｊ−２、Ｌ
−１、Ｎ−１、Ｐ−１、Ｒ−１、Ｓ−１、Ｕ−１、Ｖ−
１、Ｗ−１、Ｘ−１の１７鋼であり、残留オーステナイ
トの体積率が５％以上２５％以下であって、フェライト
相におけるＣｕの析出物の大きさが２ｎｍ以下である疲
労特性に優れた加工用高強度冷延鋼板が得られている。
【００３７】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。鋼Ａ−１は、加熱時間が本発明範囲
より短く、セメンタイトやＣｕの再固溶が不十分であ
り、従って残留オーステナイトの体積率（ＳγＲ）が本
発明の範囲外であるため加工性の指標である強度−延性
バランス（σＢ×Ｅｌ）が十分ではない。鋼Ａ−３は、
加熱後の冷却速度（ＣＲ）が本発明範囲より遅く、パー
ライト変態のノーズにかかりミクロ組織中にパーライト
が混入する。従って残留オーステナイトの体積率（Ｓγ
Ｒ）が本発明の範囲外であるため加工性の指標である強
度−延性バランス（σＢ×Ｅｌ）が十分ではない。
明の範囲外である。鋼Ａ−１は、加熱時間が本発明範囲
より短く、セメンタイトやＣｕの再固溶が不十分であ
り、従って残留オーステナイトの体積率（ＳγＲ）が本
発明の範囲外であるため加工性の指標である強度−延性
バランス（σＢ×Ｅｌ）が十分ではない。鋼Ａ−３は、
加熱後の冷却速度（ＣＲ）が本発明範囲より遅く、パー
ライト変態のノーズにかかりミクロ組織中にパーライト
が混入する。従って残留オーステナイトの体積率（Ｓγ
Ｒ）が本発明の範囲外であるため加工性の指標である強
度−延性バランス（σＢ×Ｅｌ）が十分ではない。
【００３８】鋼Ａ−４は、加熱温度（ＳＴ）が本発明範
囲より低く、セメンタイトやＣｕの再固溶が不十分であ
り、従って残留オーステナイトの体積率（ＳγＲ）が本
発明の範囲外であるため加工性の指標である強度−延性
バランス（σＢ×Ｅｌ）が十分ではない。鋼Ｄ−１は、
Ｓｉの含有量が本発明範囲より多いので、スケールによ
り表面性状が劣化して十分な疲労限度比（σＷ／σＢ）
が得られていない。鋼Ｆ−１は、疲労特性を改善する効
果があるＣｕの含有量が本発明範囲より少ないので十分
な疲労限度比（σＷ／σＢ）が得られていない。
囲より低く、セメンタイトやＣｕの再固溶が不十分であ
り、従って残留オーステナイトの体積率（ＳγＲ）が本
発明の範囲外であるため加工性の指標である強度−延性
バランス（σＢ×Ｅｌ）が十分ではない。鋼Ｄ−１は、
Ｓｉの含有量が本発明範囲より多いので、スケールによ
り表面性状が劣化して十分な疲労限度比（σＷ／σＢ）
が得られていない。鋼Ｆ−１は、疲労特性を改善する効
果があるＣｕの含有量が本発明範囲より少ないので十分
な疲労限度比（σＷ／σＢ）が得られていない。
【００３９】鋼Ｊ−１は、本発明で規定するベイナイト
変態を促進し、必要な量の残留オーステナイト相を安定
化させる３５０〜４５０℃の温度域での保持を行ってい
ない。従ってベイナイト変態の促進が不十分であり、ミ
クロ組織中にマルテンサイトが混入し、必要な量の安定
化した残留オーステナイト相が得られないため残留オー
ステナイトの体積率（ＳγＲ）が本発明の範囲外である
ので、加工性の指標である強度−延性バランス（σＢ×
Ｅｌ）が十分ではない。
変態を促進し、必要な量の残留オーステナイト相を安定
化させる３５０〜４５０℃の温度域での保持を行ってい
ない。従ってベイナイト変態の促進が不十分であり、ミ
クロ組織中にマルテンサイトが混入し、必要な量の安定
化した残留オーステナイト相が得られないため残留オー
ステナイトの体積率（ＳγＲ）が本発明の範囲外である
ので、加工性の指標である強度−延性バランス（σＢ×
Ｅｌ）が十分ではない。
【００４０】鋼Ｊ−３は、ベイナイト変態を促進し、必
要な量の残留オーステナイト相を安定化させる保持温度
が本発明範囲より高いので、残留したオーステナイトが
パーライトに分解してしまうばかりか、フェライト相に
おけるＣｕの析出物の大きさが２ｎｍ超の大きさに成長
するために静的強度がＣｕの析出強化で著しく上昇しか
つ、加工性が劣化するばかりでなく、Ｃｕの析出強化で
は疲労限が静的強度ほど上昇しない。従って加工性の指
標である強度−延性バランス（σＢ×Ｅｌ）が十分では
なく、また十分な疲労限度比（σＷ／σＢ）が得られて
いない。
要な量の残留オーステナイト相を安定化させる保持温度
が本発明範囲より高いので、残留したオーステナイトが
パーライトに分解してしまうばかりか、フェライト相に
おけるＣｕの析出物の大きさが２ｎｍ超の大きさに成長
するために静的強度がＣｕの析出強化で著しく上昇しか
つ、加工性が劣化するばかりでなく、Ｃｕの析出強化で
は疲労限が静的強度ほど上昇しない。従って加工性の指
標である強度−延性バランス（σＢ×Ｅｌ）が十分では
なく、また十分な疲労限度比（σＷ／σＢ）が得られて
いない。
【００４１】鋼Ｊ−４は、ベイナイト変態を促進し必要
な量の残留オーステナイト相を安定化させる温度域での
保持時間が本発明範囲よりも長く、従ってベイナイト変
態が促進しすぎて必要な量の安定化した残留オーステナ
イト相を得られないため、残留オーステナイトの体積率
（ＳγＲ）が本発明の範囲外であるので、加工性の指標
である強度−延性バランス（σＢ×Ｅｌ）が十分ではな
い。鋼Ｊ−５は、ベイナイト変態を促進し、必要な量の
残留オーステナイト相を安定化させる保持温度が本発明
範囲より低く、従って微細な炭化物が析出してしまい目
的とする量の残留オーステナイトが得られないため残留
オーステナイトの体積率（ＳγＲ）が本発明の範囲外で
あるので、加工性の指標である強度−延性バランス（σ
Ｂ×Ｅｌ）が十分ではない。
な量の残留オーステナイト相を安定化させる温度域での
保持時間が本発明範囲よりも長く、従ってベイナイト変
態が促進しすぎて必要な量の安定化した残留オーステナ
イト相を得られないため、残留オーステナイトの体積率
（ＳγＲ）が本発明の範囲外であるので、加工性の指標
である強度−延性バランス（σＢ×Ｅｌ）が十分ではな
い。鋼Ｊ−５は、ベイナイト変態を促進し、必要な量の
残留オーステナイト相を安定化させる保持温度が本発明
範囲より低く、従って微細な炭化物が析出してしまい目
的とする量の残留オーステナイトが得られないため残留
オーステナイトの体積率（ＳγＲ）が本発明の範囲外で
あるので、加工性の指標である強度−延性バランス（σ
Ｂ×Ｅｌ）が十分ではない。
【００４２】Ｋ−１は、良好な延性を付与するための十
分な残留オーステナイト量を得るのに不可欠な元素であ
るＣの含有量が本発明範囲より少ないため、残留オース
テナイトの体積率（ＳγＲ）が本発明の範囲外であるの
で、加工性の指標である強度−延性バランス（σＢ×Ｅ
ｌ）が十分ではない。鋼Ｍ−１は、フェライト変態の促
進とセメンタイトの析出抑制による未変態オーステナイ
ト中のＣ濃度上昇の促進の効果があるＳｉの含有量が本
発明範囲より少ないので、残留オーステナイトの体積率
（ＳγＲ）が本発明の範囲外であるため加工性の指標で
ある強度−延性バランス（σＢ×Ｅｌ）が十分ではな
い。
分な残留オーステナイト量を得るのに不可欠な元素であ
るＣの含有量が本発明範囲より少ないため、残留オース
テナイトの体積率（ＳγＲ）が本発明の範囲外であるの
で、加工性の指標である強度−延性バランス（σＢ×Ｅ
ｌ）が十分ではない。鋼Ｍ−１は、フェライト変態の促
進とセメンタイトの析出抑制による未変態オーステナイ
ト中のＣ濃度上昇の促進の効果があるＳｉの含有量が本
発明範囲より少ないので、残留オーステナイトの体積率
（ＳγＲ）が本発明の範囲外であるため加工性の指標で
ある強度−延性バランス（σＢ×Ｅｌ）が十分ではな
い。
【００４３】鋼Ｏ−１は、粒界に偏析して粒界強度を低
下させるＰの含有量が本発明範囲より多いので、十分な
疲労限度比（σＷ／σＢ）が得られていない。鋼Ｑ−１
は、オーステナイトの安定化元素であり目的とする残留
オーステナイトを得やすくする効果があるＭｎの含有量
が本発明範囲より少ないので、残留オーステナイトの体
積率（ＳγＲ）が本発明の範囲外であるため加工性の指
標である強度−延性バランス（σＢ×Ｅｌ）が十分では
ない。鋼Ｔ−１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Ｂの含有量が本発明範囲
より少ないので十分な疲労限度比（σＷ／σＢ）が得ら
れていない。
下させるＰの含有量が本発明範囲より多いので、十分な
疲労限度比（σＷ／σＢ）が得られていない。鋼Ｑ−１
は、オーステナイトの安定化元素であり目的とする残留
オーステナイトを得やすくする効果があるＭｎの含有量
が本発明範囲より少ないので、残留オーステナイトの体
積率（ＳγＲ）が本発明の範囲外であるため加工性の指
標である強度−延性バランス（σＢ×Ｅｌ）が十分では
ない。鋼Ｔ−１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Ｂの含有量が本発明範囲
より少ないので十分な疲労限度比（σＷ／σＢ）が得ら
れていない。
【００４４】
【発明の効果】以上詳述したように、本発明は、疲労特
性に優れた加工用熱延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、
強度―延性バランスを十分に確保しつつ疲労特性の大幅
な改善が期待できるため、本発明は、工業的価値が高い
発明であると言える。
性に優れた加工用熱延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、
強度―延性バランスを十分に確保しつつ疲労特性の大幅
な改善が期待できるため、本発明は、工業的価値が高い
発明であると言える。
【図１】本発明に至る予備実験の結果を、Ｃｕ単独で構
成される粒子の大きさと疲労限度比の関係で示す図であ
る。
成される粒子の大きさと疲労限度比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、Ｂの添加量と
疲労限度比の関係で示す図である。
疲労限度比の関係で示す図である。
【図３】疲労試験片の図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 浮穴 俊康 東京都千代田区大手町二丁目６番３号 新 日本製鐵株式会社内
Claims (5)
- 【請求項１】 質量％にて、 Ｃ：０．０５〜０．３０％、 Ｓｉ：０．１〜２．０％、 Ｍｎ：０．５〜２．５％、 Ｐ：≦０．０２％、 Ｓ：≦０．０１％、 Ａｌ：０．００５〜０．１％、 Ｃｕ：０．２〜２．０％、 Ｂ：０．０００２〜０．００２０％ 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、フェライト、ベイナイト、残
留オーステナイトを主要構成組織とし、さらに、マルテ
ンサイトを含むこともある複合組織であり、前記残留オ
ーステナイトの体積率は、５％以上、２５％以下であ
り、前記フェライト相におけるＣｕの存在状態は、Ｃｕ
単独で構成される粒子の大きさが２ｎｍ以下の固溶状態
および／または析出状態であることを特徴とする、疲労
特性に優れた加工用高強度冷延鋼板。 - 【請求項２】 前記鋼が、さらに、質量％にて、 Ｎｉ：０．１〜１．０％ を含有することを特徴とする、請求項１に記載の疲労特
性に優れた加工用高強度冷延鋼板。 - 【請求項３】 前記鋼が、さらに、質量％にて、 Ｃａ：０．００５〜０．０２％、 ＲＥＭ：０．００５〜０．２％ の一種または二種を含有することを特徴とする、請求項
１または請求項２に記載の疲労特性に優れた加工用高強
度冷延鋼板。 - 【請求項４】 前記鋼が、さらに、質量％にて、 Ｍｏ：０．０５〜０．２％、 Ｖ：０．０２〜０．２％、 Ｔｉ：０．０１〜０．２％、 Ｎｂ：０．０１〜０．１％、 Ｃｒ：０．０１〜０．２％、 Ｚｒ：０．０２〜０．３％ 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３のいずれか１項に記載の疲労特性
に優れた加工用高強度冷延鋼板。 - 【請求項５】 請求項１ないし請求項４のいずれか１項
に記載の成分を有する鋼片の熱間圧延を、Ａｒ3 変態点
以上で仕上圧延を行う以外は常法に従って行い、引き続
き常法に従って、酸洗、冷間圧延を行った後、連続焼鈍
するに際し、Ａｃ1 変態点以上、Ａｃ3 変態点以下の二
相域で３０〜１５０秒間保持した後、２０℃／ｓ以上の
冷却速度で、３５０〜４５０℃の温度域まで冷却し、該
温度域で１５〜６００秒間保持した後、５℃／ｓ以上の
冷却速度で１５０℃以下まで冷却することを特徴とす
る、そのミクロ組織が、フェライト、ベイナイト、残留
オーステナイトを主要構成組織とし、さらに、マルテン
サイトを含むこともある複合組織であり、前記残留オー
ステナイトの体積率は、５％以上、２５％以下であり、
前記フェライト相におけるＣｕの存在状態は、Ｃｕ単独
で構成される粒子の大きさが２ｎｍ以下の固溶状態およ
び／または析出状態である疲労特性に優れた加工用高強
度冷延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP08657598A JP3749615B2 (ja) | 1998-03-31 | 1998-03-31 | 疲労特性に優れた加工用高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP08657598A JP3749615B2 (ja) | 1998-03-31 | 1998-03-31 | 疲労特性に優れた加工用高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH11279690A true JPH11279690A (ja) | 1999-10-12 |
| JP3749615B2 JP3749615B2 (ja) | 2006-03-01 |
Family
ID=13890818
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP08657598A Expired - Fee Related JP3749615B2 (ja) | 1998-03-31 | 1998-03-31 | 疲労特性に優れた加工用高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
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| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3749615B2 (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| FR2847273A1 (fr) * | 2002-11-19 | 2004-05-21 | Usinor | Piece d'acier de construction soudable et procede de fabrication |
| WO2012043863A1 (ja) | 2010-09-30 | 2012-04-05 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 疲労特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
| WO2013018723A1 (ja) | 2011-07-29 | 2013-02-07 | 新日鐵住金株式会社 | 成形性に優れた高強度鋼板、高強度亜鉛めっき鋼板及びそれらの製造方法 |
| EP2818569A4 (en) * | 2012-02-22 | 2015-12-30 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | COLD-ROLLED STEEL PLATE AND MANUFACTURING METHOD THEREFOR |
-
1998
- 1998-03-31 JP JP08657598A patent/JP3749615B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (14)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| FR2847273A1 (fr) * | 2002-11-19 | 2004-05-21 | Usinor | Piece d'acier de construction soudable et procede de fabrication |
| WO2004048631A1 (fr) * | 2002-11-19 | 2004-06-10 | Industeel Creusot | Piece d’acier de construction soudable et procede de fabrication |
| AU2003294049B2 (en) * | 2002-11-19 | 2008-10-16 | Industeel France | Weldable steel building component and method for making same |
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| KR20140026625A (ko) | 2011-07-29 | 2014-03-05 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 성형성이 우수한 고강도 강판, 고강도 아연 도금 강판 및 그들의 제조 방법 |
| CN103703156A (zh) * | 2011-07-29 | 2014-04-02 | 新日铁住金株式会社 | 成形性优良的高强度钢板、高强度镀锌钢板及它们的制造方法 |
| WO2013018723A1 (ja) | 2011-07-29 | 2013-02-07 | 新日鐵住金株式会社 | 成形性に優れた高強度鋼板、高強度亜鉛めっき鋼板及びそれらの製造方法 |
| CN103703156B (zh) * | 2011-07-29 | 2016-02-10 | 新日铁住金株式会社 | 成形性优良的高强度钢板、高强度镀锌钢板及它们的制造方法 |
| US9694561B2 (en) | 2011-07-29 | 2017-07-04 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | High strength steel sheet and high strength galvanized steel sheet excellent in shapeability and methods of production of same |
| EP2818569A4 (en) * | 2012-02-22 | 2015-12-30 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | COLD-ROLLED STEEL PLATE AND MANUFACTURING METHOD THEREFOR |
| US9580767B2 (en) | 2012-02-22 | 2017-02-28 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Cold-rolled steel sheet with controlled microstructure, grain diameters, and texture |
| US10407749B2 (en) | 2012-02-22 | 2019-09-10 | Nippon Steel Corporation | Process for manufacturing cold-rolled steel sheet |
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