JPH11279694A - 疲労特性に優れた加工用熱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熱延鋼板およびその製造方法Info
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- JPH11279694A JPH11279694A JP8657498A JP8657498A JPH11279694A JP H11279694 A JPH11279694 A JP H11279694A JP 8657498 A JP8657498 A JP 8657498A JP 8657498 A JP8657498 A JP 8657498A JP H11279694 A JPH11279694 A JP H11279694A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 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。 【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
は析出状態であることを特徴とする疲労特性に優れた加
工用熱延鋼板、及び上記成分の鋼を、Ａｒ3 変態点以上
の温度域で熱間仕上圧延を終了し、Ａｒ1 〜Ａｒ3 の温
度域で１〜１０秒間空冷し、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
域で巻き取り、さらに、２００℃まで３０℃／ｈｒ以上
で冷却することを特徴とする上記鋼板の製造方法。
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
は析出状態であることを特徴とする疲労特性に優れた加
工用熱延鋼板、及び上記成分の鋼を、Ａｒ3 変態点以上
の温度域で熱間仕上圧延を終了し、Ａｒ1 〜Ａｒ3 の温
度域で１〜１０秒間空冷し、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
域で巻き取り、さらに、２００℃まで３０℃／ｈｒ以上
で冷却す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、疲労特性に優れた
加工用熱延鋼板およびその製造方法に関するものであ
り、特に、自動車の足廻り部品やロードホィール等の耐
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熱延鋼板およびその製造方法に関す
るものである。
加工用熱延鋼板およびその製造方法に関するものであ
り、特に、自動車の足廻り部品やロードホィール等の耐
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、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、安価な高強度鋼板の適用が強く求め
られている。一般に、材料は、高強度になるほど延性が
低下して加工性（成形性）が悪くなるばかりでなく、切
り欠き感受性も高くなる。そのため、複雑な形状をして
いる自動車の足廻り部品等への高強度鋼板の適用にあた
っては、その成形性だけでなく、疲労耐久性も重要な検
討課題となる。
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、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、安価な高強度鋼板の適用が強く求め
られている。一般に、材料は、高強度になるほど延性が
低下して加工性（成形性）が悪くなるばかりでなく、切
り欠き感受性も高くなる。そのため、複雑な形状をして
いる自動車の足廻り部品等への高強度鋼板の適用にあた
っては、その成形性だけでなく、疲労耐久性も重要な検
討課題となる。
【０００３】加工性に優れた高強度熱延鋼板として、特
に、低降伏比でかつ延性の優れた高強度鋼板を、フェラ
イトとマルテンサイトを主体とするミクロ組織で得る発
明が、例えば、特開昭５８−６９３７号公報や特開昭６
０−１２１２２５号公報等で開示されている。また、特
に、伸びフランジ性（穴拡げ性）の優れた高強度鋼板
を、フェライトとベイナイトを主体とするミクロ組織で
得る発明が、例えば、特開昭５７−１４５９６５号公報
や特開昭６１−９６０５７号公報等で開示されている。
さらにまた、これらの特性を兼ね備えた高強度鋼板を、
フェライト、ベイナイトとマルテンサイトを主体とする
ミクロ組織で得る発明が、例えば、特開平３−２６４６
４６号公報や特開平３−２７７７４０号公報等で開示さ
れている。
に、低降伏比でかつ延性の優れた高強度鋼板を、フェラ
イトとマルテンサイトを主体とするミクロ組織で得る発
明が、例えば、特開昭５８−６９３７号公報や特開昭６
０−１２１２２５号公報等で開示されている。また、特
に、伸びフランジ性（穴拡げ性）の優れた高強度鋼板
を、フェライトとベイナイトを主体とするミクロ組織で
得る発明が、例えば、特開昭５７−１４５９６５号公報
や特開昭６１−９６０５７号公報等で開示されている。
さらにまた、これらの特性を兼ね備えた高強度鋼板を、
フェライト、ベイナイトとマルテンサイトを主体とする
ミクロ組織で得る発明が、例えば、特開平３−２６４６
４６号公報や特開平３−２７７７４０号公報等で開示さ
れている。
【０００４】また、疲労特性に優れた高強度熱延鋼板と
しては、特開平４−３３７０２６号公報、特開平６−１
４５７９２号公報、特開平８−６０２４０号公報等で、
疲労特性を向上させるために特定の添加元素に注目し
て、Ｐの固溶強化および／またはＣｕの析出強化を利用
する発明が開示されている。すなわち、上記の特開平４
−３３７０２６号公報には、フェライト結晶粒のサイズ
を最適化し、第二相であるマルテンサイト、ベイナイト
およびオーステナイトの体積分率を最適化して下限界応
力拡大係数範囲を高め、Ｐの固溶強化とＣｕの析出強化
によって疲労限度比を向上させる技術が開示されてい
る。また、特開平６−１４５７９２号公報では、ミクロ
組織をフェライト、ベイナイトおよびマルテンサイトの
三相とし、それぞれの相の体積分率を規定して強度と伸
びフランジ性を確保するとともに、Ｃｕの析出強化によ
って疲労特性を向上させる技術が開示されている。
しては、特開平４−３３７０２６号公報、特開平６−１
４５７９２号公報、特開平８−６０２４０号公報等で、
疲労特性を向上させるために特定の添加元素に注目し
て、Ｐの固溶強化および／またはＣｕの析出強化を利用
する発明が開示されている。すなわち、上記の特開平４
−３３７０２６号公報には、フェライト結晶粒のサイズ
を最適化し、第二相であるマルテンサイト、ベイナイト
およびオーステナイトの体積分率を最適化して下限界応
力拡大係数範囲を高め、Ｐの固溶強化とＣｕの析出強化
によって疲労限度比を向上させる技術が開示されてい
る。また、特開平６−１４５７９２号公報では、ミクロ
組織をフェライト、ベイナイトおよびマルテンサイトの
三相とし、それぞれの相の体積分率を規定して強度と伸
びフランジ性を確保するとともに、Ｃｕの析出強化によ
って疲労特性を向上させる技術が開示されている。
【０００５】さらに、特開平８−６０２４０号公報で
は、ミクロ組織をフェライト、ベイナイトおよびマルテ
ンサイトの三相とし、それぞれの相の体積分率を規定し
て強度延性バランスを確保し、巻取温度を４００℃以上
としてＣｕの析出強化によって疲労特性を向上させる技
術が開示されている。一方、特開平２―１４９６４６号
公報には、残留オーステナイト相の変態誘起塑性を活用
して加工性を向上させた鋼板の発明が開示されている。
また、特開平２―３８５２３号公報には、Ｃｕの析出強
化による高強度化と残留オーステナイトによる延性の向
上に関する発明が開示されている。
は、ミクロ組織をフェライト、ベイナイトおよびマルテ
ンサイトの三相とし、それぞれの相の体積分率を規定し
て強度延性バランスを確保し、巻取温度を４００℃以上
としてＣｕの析出強化によって疲労特性を向上させる技
術が開示されている。一方、特開平２―１４９６４６号
公報には、残留オーステナイト相の変態誘起塑性を活用
して加工性を向上させた鋼板の発明が開示されている。
また、特開平２―３８５２３号公報には、Ｃｕの析出強
化による高強度化と残留オーステナイトによる延性の向
上に関する発明が開示されている。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、ロード
ホィールのディスク等の一部の部品においては、強度−
延性バランス等の加工性とともに疲労耐久性が大変に重
要であり、上記従来技術では、満足する特性が得られな
いといわざるを得ない。すなわち、上記特開平４−３３
７０２６号公報に記載の発明では、結晶粒界に偏析し粒
界脆化を引き起こすＰが０．０３〜０．１５％添加され
ることが必須であるため、疲労破壊の起点となる粒界破
壊が起こった場合、疲労特性が著しく劣化する可能性が
ある。さらに、同文献には、Ｐによる粒界脆化等を抑制
するＢの添加については何も記載されていない。
ホィールのディスク等の一部の部品においては、強度−
延性バランス等の加工性とともに疲労耐久性が大変に重
要であり、上記従来技術では、満足する特性が得られな
いといわざるを得ない。すなわち、上記特開平４−３３
７０２６号公報に記載の発明では、結晶粒界に偏析し粒
界脆化を引き起こすＰが０．０３〜０．１５％添加され
ることが必須であるため、疲労破壊の起点となる粒界破
壊が起こった場合、疲労特性が著しく劣化する可能性が
ある。さらに、同文献には、Ｐによる粒界脆化等を抑制
するＢの添加については何も記載されていない。
【０００７】また、上記特開平６−１４５７９２号公報
に記載の発明では、０．５％〜１．５％のＣｒの添加量
が必須であるため合金コストが上昇してしまう。さら
に、上記特開平８−６０２４０号公報に記載の発明で
は、巻取温度を４００℃以上と規定しているため、強度
−延性バランスを向上させるのに十分な量の残留オース
テナイトが得られないばかりか、静的強度は上昇させる
が疲労限はあまり上昇させないサイズのＣｕの析出物を
生じる恐れがあるため、強度−延性バランスと疲労限度
比が十分に得られない。
に記載の発明では、０．５％〜１．５％のＣｒの添加量
が必須であるため合金コストが上昇してしまう。さら
に、上記特開平８−６０２４０号公報に記載の発明で
は、巻取温度を４００℃以上と規定しているため、強度
−延性バランスを向上させるのに十分な量の残留オース
テナイトが得られないばかりか、静的強度は上昇させる
が疲労限はあまり上昇させないサイズのＣｕの析出物を
生じる恐れがあるため、強度−延性バランスと疲労限度
比が十分に得られない。
【０００８】一方、上記特開平２―１４９６４６号公報
に記載の発明では、疲労特性の向上に効果のあるＣｕと
Ｂの複合添加については全く触れられていない。また、
上記特開平２―３８５２３号公報に記載の発明では、巻
き取り終了後の冷却速度については定義されておらず、
そのために、巻き取り後にＣｕの析出が促進されて静的
強度が著しく上昇するものの、疲労特性が改善されない
サイズのＣｕの析出物が増大してしまい、疲労限度比が
低下してしまう可能性がある。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、上記従来技術の課題を有利に解決で
きる、疲労特性に優れた加工用熱延鋼板およびその製造
方法を提供することを目的とするものである。
に記載の発明では、疲労特性の向上に効果のあるＣｕと
Ｂの複合添加については全く触れられていない。また、
上記特開平２―３８５２３号公報に記載の発明では、巻
き取り終了後の冷却速度については定義されておらず、
そのために、巻き取り後にＣｕの析出が促進されて静的
強度が著しく上昇するものの、疲労特性が改善されない
サイズのＣｕの析出物が増大してしまい、疲労限度比が
低下してしまう可能性がある。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、上記従来技術の課題を有利に解決で
きる、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。
【００１０】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
を終了して、７３０℃まで５秒間空冷した後、３８０℃
まで水冷した後で巻き取った鋼板を１００〜６００℃で
１時間、等温保持した後、炉冷する熱処理を施し、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
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
を終了して、７３０℃まで５秒間空冷した後、３８０℃
まで水冷した後で巻き取った鋼板を１００〜６００℃で
１時間、等温保持した後、炉冷する熱処理を施し、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
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
る鋼板を得た。
【００１１】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、マルテンサイト相である鋼板にお
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、マルテンサイト相である鋼板にお
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。
【００１２】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℃で圧延を終了して、７３０℃まで５秒
間空冷した後、３８０℃まで水冷した後で巻き取り、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℃で圧延を終了して、７３０℃まで５秒
間空冷した後、３８０℃まで水冷した後で巻き取り、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
である鋼板を得た。
【００１３】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。
【００１４】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。
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。
【００１５】本発明は、上記知見により構成したもの
で、その要旨は、以下の通りである。 （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熱延鋼板。
で、その要旨は、以下の通りである。 （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熱延鋼板。
【００１６】（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、上
記（１）に記載の疲労特性に優れた加工用熱延鋼板。 （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、上記（１）ま
たは（２）に記載の疲労特性に優れた加工用熱延鋼板。 （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
１〜０．３％、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、上記（１）ない
し（３）のいずれか１項に記載の疲労特性に優れた加工
用熱延鋼板。
ｉ：０．１〜１．０％を含有することを特徴とする、上
記（１）に記載の疲労特性に優れた加工用熱延鋼板。 （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、上記（１）ま
たは（２）に記載の疲労特性に優れた加工用熱延鋼板。 （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
１〜０．３％、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、上記（１）ない
し（３）のいずれか１項に記載の疲労特性に優れた加工
用熱延鋼板。
【００１７】（５）上記（１）ないし（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に際し、Ａｒ
3 変態点以上で熱間仕上圧延を終了した後、Ａｒ3 変態
点からＡｒ1 変態点までの温度域で１〜１０秒間空冷
し、その後、２０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却して、３
５０℃超、４５０℃未満の温度範囲で巻き取り、その
後、２００℃までの冷却速度を３０℃／ｈｒ以上とする
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、２
５％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
優れた加工用熱延鋼板の製造方法にある。
１項に記載の成分を有する鋼片の熱間圧延に際し、Ａｒ
3 変態点以上で熱間仕上圧延を終了した後、Ａｒ3 変態
点からＡｒ1 変態点までの温度域で１〜１０秒間空冷
し、その後、２０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却して、３
５０℃超、４５０℃未満の温度範囲で巻き取り、その
後、２００℃までの冷却速度を３０℃／ｈｒ以上とする
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、２
５％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
優れた加工用熱延鋼板の製造方法にある。
【００１８】
【発明の実施の形態】以下、本発明を詳細に説明する。
まず、本発明の鋼板のミクロ組織および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Ｃ
ｕ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。
まず、本発明の鋼板のミクロ組織および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Ｃ
ｕ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。
【００１９】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。
【００２０】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。
【００２１】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、０．３
０％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。なお、Ｃが０．２０％
超含有していると溶接性が劣化し易いので、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、０．３
０％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。なお、Ｃが０．２０％
超含有していると溶接性が劣化し易いので、０．２０％
以下が好ましい。
【００２２】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。なお、１．５％以上添加するとスケールにより表
面性状が劣化して圧延ままでの疲労特性が低下する恐れ
があるので、１．５％未満が好ましい。
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。なお、１．５％以上添加するとスケールにより表
面性状が劣化して圧延ままでの疲労特性が低下する恐れ
があるので、１．５％未満が好ましい。
【００２３】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。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。
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。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。
【００２４】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。
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。
【００２５】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。
【００２６】Ｎｉは、フェライトの生成を促進する元素
であると共に、Ｃｕ含有による熱間脆性を防止するため
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、
０．００５％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を防止するため
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、
０．００５％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。
【００２７】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％、０．０
２％、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％、０．０
２％、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。
【００２８】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。熱間圧延工程は、仕上げ圧延終了温度
（ＦＴ）がＡｒ3 点以上の温度域である必要がある。こ
れは、熱間圧延中に圧延温度がＡｒ3 点を切るとフェラ
イト粒にひずみが残留して延性が低下するためである。
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。熱間圧延工程は、仕上げ圧延終了温度
（ＦＴ）がＡｒ3 点以上の温度域である必要がある。こ
れは、熱間圧延中に圧延温度がＡｒ3 点を切るとフェラ
イト粒にひずみが残留して延性が低下するためである。
【００２９】仕上げ圧延を終了した後の冷却は、まず、
Ａｒ3 点未満、Ａｒ1 点以上の温度域（フェライトとオ
ーステナイトの二相域）で１〜１０秒間空冷する。ここ
での空冷は、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
態が不十分で未変態オーステナイト中へのＣの濃化が十
分でないため、巻き取り後のミクロ組織において十分な
残留オーステナイトが得られない。また、１０秒超で
は、圧延速度が低下し、操業上の支障をきたす。
Ａｒ3 点未満、Ａｒ1 点以上の温度域（フェライトとオ
ーステナイトの二相域）で１〜１０秒間空冷する。ここ
での空冷は、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
態が不十分で未変態オーステナイト中へのＣの濃化が十
分でないため、巻き取り後のミクロ組織において十分な
残留オーステナイトが得られない。また、１０秒超で
は、圧延速度が低下し、操業上の支障をきたす。
【００３０】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、パーライトが生成してしまい目
的とするミクロ組織が得られない。巻取温度は、４５０
℃以上では、ベイナイト変態が進行しすぎて目的とする
量の残留オーステナイトが得られないばかりか、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２
ｎｍ超の大きさに成長するために静的強度はＣｕの析出
強化で著しく上昇して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可能性がある。また、巻
取温度が３５０℃未満では、マルテンサイトが多量に生
成して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。そのため、巻取温度の範囲は、３
５０℃超、４５０℃未満とする。
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、パーライトが生成してしまい目
的とするミクロ組織が得られない。巻取温度は、４５０
℃以上では、ベイナイト変態が進行しすぎて目的とする
量の残留オーステナイトが得られないばかりか、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２
ｎｍ超の大きさに成長するために静的強度はＣｕの析出
強化で著しく上昇して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可能性がある。また、巻
取温度が３５０℃未満では、マルテンサイトが多量に生
成して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。そのため、巻取温度の範囲は、３
５０℃超、４５０℃未満とする。
【００３１】さらに、巻き取り後の冷却速度は、２００
℃までを３０℃／ｈｒ以上とする必要がある。これは、
巻き取り後の冷却速度が３０℃／ｈｒ未満であるとフェ
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超の大きさに成長するために静的強度はＣｕの析
出強化で著しく上昇して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可能性があるためで
ある。ただし、２００℃未満ではＣｕの拡散がほとんど
起こらないため、フェライト相におけるＣｕ単独で構成
される粒子の成長が起こらないので、２００℃未満の温
度域での冷却速度は限定しない。以上の理由で、本発明
では、巻き取り後の冷却速度は、２００℃までを３０℃
／ｈｒ以上とする。
℃までを３０℃／ｈｒ以上とする必要がある。これは、
巻き取り後の冷却速度が３０℃／ｈｒ未満であるとフェ
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超の大きさに成長するために静的強度はＣｕの析
出強化で著しく上昇して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可能性があるためで
ある。ただし、２００℃未満ではＣｕの拡散がほとんど
起こらないため、フェライト相におけるＣｕ単独で構成
される粒子の成長が起こらないので、２００℃未満の温
度域での冷却速度は限定しない。以上の理由で、本発明
では、巻き取り後の冷却速度は、２００℃までを３０℃
／ｈｒ以上とする。
【００３２】
【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、表２に示す加熱温度（ＳＲ
Ｔ）、仕上温度（ＦＴ）で１．２〜５．４ｍｍの板厚に
圧延した後、同じく表２に示す空冷時間、冷却速度（Ｃ
Ｒ）、巻取温度（ＣＴ）で巻き取った。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。
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、表２に示す加熱温度（ＳＲ
Ｔ）、仕上温度（ＦＴ）で１．２〜５．４ｍｍの板厚に
圧延した後、同じく表２に示す空冷時間、冷却速度（Ｃ
Ｒ）、巻取温度（ＣＴ）で巻き取った。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。
【００３３】
【表１】
【００３４】
【表２】
【００３５】また、さらに図３に示すような板厚３．０
ｍｍ、長さ９８ｍｍ、幅３８ｍｍ、最小断面部の幅が２
０ｍｍ、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、長さ９８ｍｍ、幅３８ｍｍ、最小断面部の幅が２
０ｍｍ、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。
【００３６】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。
【００３７】本発明に沿うものは、鋼Ａ−１、Ｂ−１、
Ｃ−１、Ｅ−１、Ｇ−１、Ｈ−１、Ｉ−１、Ｊ−１、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（ＳγＲ）が５％以上で強度−延性バランス
（σＢ×Ｅｌ）に優れ、且つ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（ｄＣｕ）が２ｎｍ以下
である疲労限度比が高い、疲労特性に優れた加工用熱延
鋼板が得られている。
Ｃ−１、Ｅ−１、Ｇ−１、Ｈ−１、Ｉ−１、Ｊ−１、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（ＳγＲ）が５％以上で強度−延性バランス
（σＢ×Ｅｌ）に優れ、且つ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（ｄＣｕ）が２ｎｍ以下
である疲労限度比が高い、疲労特性に優れた加工用熱延
鋼板が得られている。
【００３８】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−２は、熱間圧延後の巻取温度
（ＣＴ）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（Ｓγ
Ｒ）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
Ａ−３は、熱間圧延後の巻取温度（ＣＴ）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て加工性が劣化
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。
明の範囲外である。鋼Ａ−２は、熱間圧延後の巻取温度
（ＣＴ）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（Ｓγ
Ｒ）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
Ａ−３は、熱間圧延後の巻取温度（ＣＴ）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て加工性が劣化
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。
【００３９】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。鋼Ｊ−２は、仕上温度（ＦＴ）が本
発明範囲より低いので、フェライト粒にひずみが残留し
て延性が低下する。従って、優れた強度−延性バランス
（σＢ×Ｅｌ）を有していない。
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。鋼Ｊ−２は、仕上温度（ＦＴ）が本
発明範囲より低いので、フェライト粒にひずみが残留し
て延性が低下する。従って、優れた強度−延性バランス
（σＢ×Ｅｌ）を有していない。
【００４０】鋼Ｊ−３は、空冷時間が本発明範囲より短
いので、フェライト変態が不十分で未変態オーステナイ
ト中へのＣの濃化が十分でないため、巻き取り後のミク
ロ組織において十分な残留オーステナイトが得られず残
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−４は、空冷後の
冷却速度（ＣＲ）が本発明範囲より遅いので、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。
いので、フェライト変態が不十分で未変態オーステナイ
ト中へのＣの濃化が十分でないため、巻き取り後のミク
ロ組織において十分な残留オーステナイトが得られず残
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−４は、空冷後の
冷却速度（ＣＲ）が本発明範囲より遅いので、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。
【００４１】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。
【００４２】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）が本発明の範囲外となり加工性の指標で
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）が本発明の範囲外となり加工性の指標で
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。
【００４３】
【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】疲労試験片の形状を説明する図である。
───────────────────────────────────────────────────── 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熱延鋼板。 - 【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
性に優れた加工用熱延鋼板。 - 【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熱延
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：０．０１〜０．３％、 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３のいずれか１項に記載の疲労特性
に優れた加工用熱延鋼板。 - 【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に際し、Ａｒ3 変
態点以上で熱間仕上圧延を終了した後、Ａｒ3 変態点か
らＡｒ1 変態点までの温度域で１〜１０秒間空冷し、そ
の後、２０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却して、３５０℃
超、４５０℃未満の温度範囲で巻き取り、その後、２０
０℃までの冷却速度を３０℃／ｈｒ以上とすることを特
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
工用熱延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP08657498A JP3790357B2 (ja) | 1998-03-31 | 1998-03-31 | 疲労特性に優れた加工用熱延鋼板およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP08657498A JP3790357B2 (ja) | 1998-03-31 | 1998-03-31 | 疲労特性に優れた加工用熱延鋼板およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH11279694A true JPH11279694A (ja) | 1999-10-12 |
| JP3790357B2 JP3790357B2 (ja) | 2006-06-28 |
Family
ID=13890791
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP08657498A Expired - Fee Related JP3790357B2 (ja) | 1998-03-31 | 1998-03-31 | 疲労特性に優れた加工用熱延鋼板およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3790357B2 (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2001081640A1 (fr) * | 2000-04-21 | 2001-11-01 | Nippon Steel Corporation | Plaque d'acier presentant une excellente aptitude a l'ebarbage et une resistance elevee a la fatigue, et son procede de production |
| EP1264911A2 (en) * | 2001-06-06 | 2002-12-11 | Kawasaki Steel Corporation | High-ductility steel sheet excellent in press formability and strain age hardenability, and method for manufacturing the same |
| WO2003010351A1 (en) * | 2001-07-25 | 2003-02-06 | Nippon Steel Corporation | Multi-phase steel sheet excellent in hole expandability and method of producing the same |
| EP1391526A3 (en) * | 2002-08-20 | 2004-04-21 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) | Dual phase steel sheet with good bake-hardening properties |
| US7981224B2 (en) | 2003-12-18 | 2011-07-19 | Nippon Steel Corporation | Multi-phase steel sheet excellent in hole expandability and method of producing the same |
| JP2019524992A (ja) * | 2016-07-06 | 2019-09-05 | ▲馬▼▲鋼▼（集▲団▼）控股有限公司 | 高強度、高靭性、耐ヒートクラック性鉄道輸送用ベイナイト鋼車輪及びその製造方法 |
-
1998
- 1998-03-31 JP JP08657498A patent/JP3790357B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2001081640A1 (fr) * | 2000-04-21 | 2001-11-01 | Nippon Steel Corporation | Plaque d'acier presentant une excellente aptitude a l'ebarbage et une resistance elevee a la fatigue, et son procede de production |
| US6589369B2 (en) | 2000-04-21 | 2003-07-08 | Nippon Steel Corporation | High fatigue strength steel sheet excellent in burring workability and method for producing the same |
| KR100441414B1 (ko) * | 2000-04-21 | 2004-07-23 | 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 | 버링 가공성이 우수한 고피로강도 강판 및 그의 제조방법 |
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| US9194015B2 (en) | 2002-08-20 | 2015-11-24 | Kobe Steel, Ltd. | Dual phase steel sheet with good bake-hardening properties |
| US7981224B2 (en) | 2003-12-18 | 2011-07-19 | Nippon Steel Corporation | Multi-phase steel sheet excellent in hole expandability and method of producing the same |
| JP2019524992A (ja) * | 2016-07-06 | 2019-09-05 | ▲馬▼▲鋼▼（集▲団▼）控股有限公司 | 高強度、高靭性、耐ヒートクラック性鉄道輸送用ベイナイト鋼車輪及びその製造方法 |
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| JP3790357B2 (ja) | 2006-06-28 |
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