JP3619359B2 - 疲労特性に優れた複合組織高強度冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、疲労特性に優れた複合組織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、自動車の構造部材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複合組織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、安価な高強度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、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、例えば低降伏比で延性の優れた変態組織強化型（複合組織）高強度冷延鋼板の発明が、特開昭６２−７４０２４号公報等に開示されている。
さらに、この種のフェライト、マルテンサイト、あるいは一部に残留オーステナイトを含む複合組織を有する高強度冷延鋼板について、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、特開昭６３−１０５９３０号公報や特開昭６４−７９３２２号公報で開示されている。
【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、伸び、低降伏比等の加工性と疲労耐久性の両立が大変重要であり、上記従来技術においても、なおその両立が十分ではなく、さらなる特性改善の要求が高まっている。
【０００６】
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、疲労特性に優れた複合組織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。
【０００７】
【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。
【０００８】
以下、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、０．０５％Ｃ−１．０％Ｓｉ−１．４％Ｍｎ−１．０％Ｃｕ−０．５％Ｎｉ−０．０００３％Ｂに成分調整して溶製した鋳片を、熱間圧延して常温で巻取り、さらに、酸洗後、３．０ｍｍから１．２ｍｍまで６０％の冷間圧延を行った冷延鋼板を、８００℃で６０秒保持した後、水冷する焼鈍処理を施した供試材を準備した。さらに、１００〜６００℃で１時間保持した後、炉冷する熱処理を施すことで、ミクロ組織が、フェライトを主相とし、マルテンサイトを第二相とする複合組織を有し、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を変化させた鋼板を得た。なお、ここでの第二相は、主としてマルテンサイトであるが、一部残留オーステナイトを含むことも許容されるものである。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、フェライト相とマルテンサイト相および一部残留オーステナイト相を含む複合組織からなる鋼板において、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たに見出した。また、熱間圧延条件、冷間圧延率、焼鈍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見出した。
【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、０．０５％Ｃ−１．０％Ｓｉ−１．４％Ｍｎ−０．５％Ｎｉ鋼をベースとして、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て溶製した鋳片を、熱間圧延して常温で巻取り、さらに、酸洗後、３．０ｍｍから１．２ｍｍまで６０％の冷間圧延を行った冷延鋼板を、８００℃で６０秒保持した後、水冷する焼鈍処理を施して、ミクロ組織が、フェライトを主相とし、マルテンサイトを第二相とする複合組織を有する鋼板を得た。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たに見出した。
【００１０】
なお、引張試験による機械的性質については、ＪＩＳ Ｚ ２２０１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１．２ｍｍ、長さ９０ｍｍ、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σＷ／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 Ｌｏｓｓ 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。
【００１２】
本発明は、上記知見に基づいてなされたものであり、その要旨とするところは以下のとおりである。
（１）質量％にて、
Ｃ：０．０３〜０．２０％、
Ｓｉ：０．１〜２．０％、
Ｍｎ：０．５〜３．０％、
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およ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、フェライトを主相とし、マルテンサイトまたはマルテンサイトおよび残留オーステナイトを第二相とする複合組織からなり、フェライト相におけるＣｕの存在状態は、固溶状態またはＣｕ単独で構成される粒子の大きさが２ｎｍ以下の析出状態であり、完全両振りの平面曲げ疲労試験によって得られた２×１０ 6 回での疲労強度σＷ（ＭＰａ）を鋼板の引張り強さσＢ（ＭＰａ）で除した疲労限度比σＷ／σＢが０．６５以上であることを特徴とする疲労特性に優れた複合組織高強度冷延鋼板。
【００１３】
（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前記（１）記載の疲労特性に優れた複合組織高強度冷延鋼板。
（３）前記鋼が、さらに、質量％にて、
Ｃａ：０．００５〜０．０２％、
ＲＥＭ：０．００５〜０．２％
の１種または２種を含有することを特徴とする前記（１）または（２）記載の疲労特性に優れた複合組織高強度冷延鋼板。
【００１４】
（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１種または２種以上を含有することを特徴とする前記（１）〜（３）のいずれかに記載の疲労特性に優れた複合組織高強度冷延鋼板。
【００１５】
（５）前記（１）〜（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い、室温〜４５０℃で巻取った後、引き続き、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４００℃以下の温度域まで冷却することを特徴とする前記（１）〜（４）のいずれか１項に記載の疲労特性に優れた複合組織高強度冷延鋼板の製造方法。
【００１６】
【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。
鋼板のミクロ組織は、優れた加工性を確保するために、フェライトを主相とし、マルテンサイトを第二相とする複合組織とする。ただし、第二相には、一部に残留オーステナイトを含むことを許容するものである。なお、良好な加工性を保証する良好な延性や７０％以下の低降伏比を確保するためには、フェライトの体積分率が５０％以上でかつ残留オーステナイトの体積分率が５％未満が好ましい。
【００１７】
また、フェライト相におけるＣｕの存在状態は、固溶状態またはＣｕ単独で構成される粒子の大きさが２ｎｍ以下の析出状態とする。これにより、加工性の劣化につながる静的強度の上昇を抑えつつ、すなわちフェライトとマルテンサイトの複合組織鋼板の優れた加工性を損なうことなく、疲労特性を向上させることができる。一方、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、Ｃｕの析出強化により鋼板の静的強度が著しく上昇するため、加工性が著しく劣化することになる。また、このようなＣｕの析出強化では、疲労限は静的強度の上昇ほどには上昇しないので疲労限度比が低下してしまう。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。
【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０．２０％超含有していると加工性および溶接性が劣化するので、０．２０％以下とする。また、０．０３％未満であると組織中のマルテンサイトの体積率が減少して強度が低下するので、０．０３％以上とする。
Ｓｉはフェライト変態の促進と未変態オーステナイト中のＣ濃度を上げて複合組織を生成するため、０．１％以上の添加が必要である。一方、２．０％超添加するとスケールオフ量が増加して歩留りの低下を招くため、上限は２．０％とする。
【００１９】
Ｍｎは目的とする第二相であるマルテンサイトを得るために０．５％以上必要である。また、３．０％超添加するとスラブ割れを生ずるため、３．０％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。
【００２０】
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は本発明で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は本発明で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、それぞれ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。
【００２３】
さらに、強度を付与するために、Ｍｏ、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｚｒの析出強化もしくは固溶強化元素の１種または２種以上を添加してもよい。ただし、Ｍｏ：０．０５％未満、Ｖ：０．０２％未満、Ｔｉ：０．０１％未満、Ｎｂ：０．０１％未満、Ｃｒ：０．０１％未満、Ｚｒ：０．０２％未満ではその効果を得ることができない。また、Ｍｏ：０．２％超、Ｖ：０．２％超、Ｔｉ：０．２％超、Ｎｂ：０．１％超、Ｃｒ：０．３％超、Ｚｒ：０．２％超添加してもその効果は飽和する。
【００２４】
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て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、仕上圧延最終パス温度（ＦＴ）がＡｒ3 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、フェライト粒にひずみが残留して強度が上昇し、後の冷間圧延で支障をきたすためである。
仕上圧延後の冷却については、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。なお、焼鈍後にフェライト−マルテンサイトの複合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、Ａｒ3 変態点からＡｒ1 変態点までの温度域で１〜１０秒間空冷することが好ましい。
また、その後の冷却および巻取温度については、焼鈍時に、Ｃｕを固溶状態にするために、熱延板段階においてもＣｕを固溶状態にしておくことが望ましいので、巻取温度は室温〜４５０℃とし、更には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。
【００２６】
巻取り後の酸洗、冷間圧延工程については、常法に従えばよく、本発明では特に規定しない。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、延性が劣化しやすいため、また８０％超の圧下率では冷間圧延機に大きな負荷がかかるため、冷間圧延の圧下率は３０％以上、８０％以下が好ましい。
【００２７】
焼鈍工程は、本発明では連続焼鈍を前提とする。
連続焼鈍における加熱温度は、Ａｃ1 変態点以上、Ａｃ3 変態点以下の二相域で行う。なお、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Ｃｕ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、また逆に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、その後の冷却の際に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り、所定のミクロ組織を得ることができにくくなるため、７８０℃以上、８５０℃以下で加熱するのが好ましい。
【００２８】
また、加熱温度での保持時間は、３０秒未満では、熱延板段階でセメンタイトやＣｕが析出していた場合、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、また逆に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、保持時間は３０〜１５０秒間とする。
加熱保持後の冷却速度は、２０℃／ｓ未満では、ベイナイトもしくはパーライト変態のノーズにかかるおそれがあり、所定のミクロ組織を得られなくなるため、２０℃／ｓ以上の冷却速度とする。
【００２９】
冷却終了温度は、４００℃超では、ベイナイトが生成して目的とするフェライト−マルテンサイトの複合ミクロ組織が得られない。さらに、Ｃｕの析出が促進されて粗大なＣｕの析出が起こり、目的としている疲労特性が得られないので、４００℃以下の温度域まで冷却する必要がある。
【００３０】
【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、表２（表１のつづき）に示す化学成分を有するＡ〜Ｙの鋼は、転炉にて溶製して、連続鋳造後、加熱温度１２３０℃で再加熱し、仕上温度７９０〜８３０℃で熱間圧延を行い、室温〜４５０℃で巻取った後、酸洗し、さらに、圧延率６０〜８０％で０．７〜１．６ｍｍの板厚に冷間圧延した後、表３、表５（表３のつづき−２）に示す条件で焼鈍を行った。なお、表１、表２中の化学組成についての表示は質量％である。
【００３１】
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 Ｚ ２２０１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３、表４（表３のつづき−１）、表５（表３のつづき−２）、表６（表３のつづき−３）にその試験結果を示す。
また、さらに図３に示すような長さ９０ｍｍ、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を鋼板の引張り強さσＢで除した値（疲労限度比σＷ／σＢ）で評価した。
【００３２】
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（ＥＤＳ）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。
【００３３】
【表１】
【００３４】
【表２】
【００３５】
【表３】
【００３６】
【表４】
【００３７】
【表５】
【００３８】
【表６】
【００３９】
本発明に沿うものは、鋼Ａ−１、Ｂ−１、Ｃ−１、Ｄ−１、Ｆ−１、Ｈ−１、Ｉ−１、Ｊ−１、Ｋ−１、Ｌ−１、Ｎ−１、Ｏ−１、Ｐ−１、Ｑ−１、Ｒ−１、Ｕ−１、Ｖ−１、Ｘ−１、Ｙ−１の１９鋼であり、主相であるフェライトにおけるＣｕ単独で構成される粒子の大きさが２ｎｍ以下の疲労特性に優れた複合組織高強度冷延鋼板が得られている。
【００４０】
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、加熱温度（ＳＴ）が本発明範囲より低いので、セメンタイトの再固溶が不十分で、焼鈍後に目的とするフェライト−マルテンサイトの複合ミクロ組織が得られず、加工性の指標の一つである低降伏比（ＹＲ）および十分な疲労限度比（σＷ／σＢ）が得られていない。
【００４１】
鋼Ａ−３は、保持時間が本発明範囲より短いので、セメンタイトやＣｕの再固溶が不十分となり、十分な疲労限度比が得られていない。
鋼Ｅ−１は、Ｐの含有量が本発明範囲より多いので、Ｐが粒界に偏析して粒界強度を低下させてしまい、十分な疲労限度比が得られていない。
鋼Ｇ−１は、Ｃｕの含有量が本発明範囲より少ないので、疲労特性を改善する効果が少なく、十分な疲労限度比が得られていない。
【００４２】
鋼Ｊ−２は、加熱後の冷却速度が本発明範囲より遅いので、パーライトとベイナイトが生成してしまい、目的とするフェライト−マルテンサイトの複合ミクロ組織が得られず、低降伏比および十分な疲労限度比が得られていない。
鋼Ｊ−３は、冷却終了温度が本発明範囲より高いので、ベイナイトが生成して目的とするフェライト−マルテンサイトの複合ミクロ組織が得られない。さらにＣｕの析出が促進されて粗大なＣｕの析出が起こるため、低降伏比および十分な疲労限度比が得られていない。
【００４３】
鋼Ｍ−１は、Ｂの含有量が本発明範囲より少ないので、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不十分であるため、十分な疲労限度比が得られていない。
鋼Ｓ−１は、Ｓｉの含有量が本発明範囲より少ないので、フェライト変態の促進と未変態オーステナイト中のＣ濃度を上げて複合組織を生成する効果が失われ、目的とするフェライト−マルテンサイトの複合ミクロ組織が得られず、十分な疲労限度比が得られていない。
【００４４】
鋼Ｔ−１は、Ｍｎの含有量が本発明範囲より少ないので、目的とする第二相であるマルテンサイトを十分に得られず、低降伏比が得られていない。
Ｗ−１は、Ｃの含有量が本発明範囲より少ないので、組織中のマルテンサイトの体積率が十分ではなく、低降伏比および十分な疲労限度比が得られていない。
【００４５】
【発明の効果】
以上詳述したように、本発明は、疲労特性に優れた複合組織高強度冷延鋼板およびその製造方法を提供するものであり、これらの複合組織高強度冷延鋼板を用いることにより、伸びを始めとする加工性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、工業的価値が高い発明であると言える。
【図面の簡単な説明】
【図１】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。
【図２】本発明に至る予備実験の結果を、Ｂ元素の濃度と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。
【発明の属する技術分野】
本発明は、疲労特性に優れた複合組織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、自動車の構造部材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複合組織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、安価な高強度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、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、例えば低降伏比で延性の優れた変態組織強化型（複合組織）高強度冷延鋼板の発明が、特開昭６２−７４０２４号公報等に開示されている。
さらに、この種のフェライト、マルテンサイト、あるいは一部に残留オーステナイトを含む複合組織を有する高強度冷延鋼板について、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、特開昭６３−１０５９３０号公報や特開昭６４−７９３２２号公報で開示されている。
【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、伸び、低降伏比等の加工性と疲労耐久性の両立が大変重要であり、上記従来技術においても、なおその両立が十分ではなく、さらなる特性改善の要求が高まっている。
【０００６】
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、疲労特性に優れた複合組織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。
【０００７】
【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。
【０００８】
以下、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、０．０５％Ｃ−１．０％Ｓｉ−１．４％Ｍｎ−１．０％Ｃｕ−０．５％Ｎｉ−０．０００３％Ｂに成分調整して溶製した鋳片を、熱間圧延して常温で巻取り、さらに、酸洗後、３．０ｍｍから１．２ｍｍまで６０％の冷間圧延を行った冷延鋼板を、８００℃で６０秒保持した後、水冷する焼鈍処理を施した供試材を準備した。さらに、１００〜６００℃で１時間保持した後、炉冷する熱処理を施すことで、ミクロ組織が、フェライトを主相とし、マルテンサイトを第二相とする複合組織を有し、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を変化させた鋼板を得た。なお、ここでの第二相は、主としてマルテンサイトであるが、一部残留オーステナイトを含むことも許容されるものである。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、フェライト相とマルテンサイト相および一部残留オーステナイト相を含む複合組織からなる鋼板において、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たに見出した。また、熱間圧延条件、冷間圧延率、焼鈍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見出した。
【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、０．０５％Ｃ−１．０％Ｓｉ−１．４％Ｍｎ−０．５％Ｎｉ鋼をベースとして、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て溶製した鋳片を、熱間圧延して常温で巻取り、さらに、酸洗後、３．０ｍｍから１．２ｍｍまで６０％の冷間圧延を行った冷延鋼板を、８００℃で６０秒保持した後、水冷する焼鈍処理を施して、ミクロ組織が、フェライトを主相とし、マルテンサイトを第二相とする複合組織を有する鋼板を得た。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たに見出した。
【００１０】
なお、引張試験による機械的性質については、ＪＩＳ Ｚ ２２０１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１．２ｍｍ、長さ９０ｍｍ、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σＷ／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 Ｌｏｓｓ 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。
【００１２】
本発明は、上記知見に基づいてなされたものであり、その要旨とするところは以下のとおりである。
（１）質量％にて、
Ｃ：０．０３〜０．２０％、
Ｓｉ：０．１〜２．０％、
Ｍｎ：０．５〜３．０％、
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およ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、フェライトを主相とし、マルテンサイトまたはマルテンサイトおよび残留オーステナイトを第二相とする複合組織からなり、フェライト相におけるＣｕの存在状態は、固溶状態またはＣｕ単独で構成される粒子の大きさが２ｎｍ以下の析出状態であり、完全両振りの平面曲げ疲労試験によって得られた２×１０ 6 回での疲労強度σＷ（ＭＰａ）を鋼板の引張り強さσＢ（ＭＰａ）で除した疲労限度比σＷ／σＢが０．６５以上であることを特徴とする疲労特性に優れた複合組織高強度冷延鋼板。
【００１３】
（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前記（１）記載の疲労特性に優れた複合組織高強度冷延鋼板。
（３）前記鋼が、さらに、質量％にて、
Ｃａ：０．００５〜０．０２％、
ＲＥＭ：０．００５〜０．２％
の１種または２種を含有することを特徴とする前記（１）または（２）記載の疲労特性に優れた複合組織高強度冷延鋼板。
【００１４】
（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１種または２種以上を含有することを特徴とする前記（１）〜（３）のいずれかに記載の疲労特性に優れた複合組織高強度冷延鋼板。
【００１５】
（５）前記（１）〜（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い、室温〜４５０℃で巻取った後、引き続き、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４００℃以下の温度域まで冷却することを特徴とする前記（１）〜（４）のいずれか１項に記載の疲労特性に優れた複合組織高強度冷延鋼板の製造方法。
【００１６】
【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。
鋼板のミクロ組織は、優れた加工性を確保するために、フェライトを主相とし、マルテンサイトを第二相とする複合組織とする。ただし、第二相には、一部に残留オーステナイトを含むことを許容するものである。なお、良好な加工性を保証する良好な延性や７０％以下の低降伏比を確保するためには、フェライトの体積分率が５０％以上でかつ残留オーステナイトの体積分率が５％未満が好ましい。
【００１７】
また、フェライト相におけるＣｕの存在状態は、固溶状態またはＣｕ単独で構成される粒子の大きさが２ｎｍ以下の析出状態とする。これにより、加工性の劣化につながる静的強度の上昇を抑えつつ、すなわちフェライトとマルテンサイトの複合組織鋼板の優れた加工性を損なうことなく、疲労特性を向上させることができる。一方、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、Ｃｕの析出強化により鋼板の静的強度が著しく上昇するため、加工性が著しく劣化することになる。また、このようなＣｕの析出強化では、疲労限は静的強度の上昇ほどには上昇しないので疲労限度比が低下してしまう。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。
【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０．２０％超含有していると加工性および溶接性が劣化するので、０．２０％以下とする。また、０．０３％未満であると組織中のマルテンサイトの体積率が減少して強度が低下するので、０．０３％以上とする。
Ｓｉはフェライト変態の促進と未変態オーステナイト中のＣ濃度を上げて複合組織を生成するため、０．１％以上の添加が必要である。一方、２．０％超添加するとスケールオフ量が増加して歩留りの低下を招くため、上限は２．０％とする。
【００１９】
Ｍｎは目的とする第二相であるマルテンサイトを得るために０．５％以上必要である。また、３．０％超添加するとスラブ割れを生ずるため、３．０％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。
【００２０】
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は本発明で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は本発明で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、それぞれ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。
【００２３】
さらに、強度を付与するために、Ｍｏ、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｚｒの析出強化もしくは固溶強化元素の１種または２種以上を添加してもよい。ただし、Ｍｏ：０．０５％未満、Ｖ：０．０２％未満、Ｔｉ：０．０１％未満、Ｎｂ：０．０１％未満、Ｃｒ：０．０１％未満、Ｚｒ：０．０２％未満ではその効果を得ることができない。また、Ｍｏ：０．２％超、Ｖ：０．２％超、Ｔｉ：０．２％超、Ｎｂ：０．１％超、Ｃｒ：０．３％超、Ｚｒ：０．２％超添加してもその効果は飽和する。
【００２４】
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て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、仕上圧延最終パス温度（ＦＴ）がＡｒ3 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、フェライト粒にひずみが残留して強度が上昇し、後の冷間圧延で支障をきたすためである。
仕上圧延後の冷却については、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。なお、焼鈍後にフェライト−マルテンサイトの複合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、Ａｒ3 変態点からＡｒ1 変態点までの温度域で１〜１０秒間空冷することが好ましい。
また、その後の冷却および巻取温度については、焼鈍時に、Ｃｕを固溶状態にするために、熱延板段階においてもＣｕを固溶状態にしておくことが望ましいので、巻取温度は室温〜４５０℃とし、更には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。
【００２６】
巻取り後の酸洗、冷間圧延工程については、常法に従えばよく、本発明では特に規定しない。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、延性が劣化しやすいため、また８０％超の圧下率では冷間圧延機に大きな負荷がかかるため、冷間圧延の圧下率は３０％以上、８０％以下が好ましい。
【００２７】
焼鈍工程は、本発明では連続焼鈍を前提とする。
連続焼鈍における加熱温度は、Ａｃ1 変態点以上、Ａｃ3 変態点以下の二相域で行う。なお、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Ｃｕ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、また逆に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、その後の冷却の際に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り、所定のミクロ組織を得ることができにくくなるため、７８０℃以上、８５０℃以下で加熱するのが好ましい。
【００２８】
また、加熱温度での保持時間は、３０秒未満では、熱延板段階でセメンタイトやＣｕが析出していた場合、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、また逆に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、保持時間は３０〜１５０秒間とする。
加熱保持後の冷却速度は、２０℃／ｓ未満では、ベイナイトもしくはパーライト変態のノーズにかかるおそれがあり、所定のミクロ組織を得られなくなるため、２０℃／ｓ以上の冷却速度とする。
【００２９】
冷却終了温度は、４００℃超では、ベイナイトが生成して目的とするフェライト−マルテンサイトの複合ミクロ組織が得られない。さらに、Ｃｕの析出が促進されて粗大なＣｕの析出が起こり、目的としている疲労特性が得られないので、４００℃以下の温度域まで冷却する必要がある。
【００３０】
【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、表２（表１のつづき）に示す化学成分を有するＡ〜Ｙの鋼は、転炉にて溶製して、連続鋳造後、加熱温度１２３０℃で再加熱し、仕上温度７９０〜８３０℃で熱間圧延を行い、室温〜４５０℃で巻取った後、酸洗し、さらに、圧延率６０〜８０％で０．７〜１．６ｍｍの板厚に冷間圧延した後、表３、表５（表３のつづき−２）に示す条件で焼鈍を行った。なお、表１、表２中の化学組成についての表示は質量％である。
【００３１】
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 Ｚ ２２０１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３、表４（表３のつづき−１）、表５（表３のつづき−２）、表６（表３のつづき−３）にその試験結果を示す。
また、さらに図３に示すような長さ９０ｍｍ、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を鋼板の引張り強さσＢで除した値（疲労限度比σＷ／σＢ）で評価した。
【００３２】
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（ＥＤＳ）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。
【００３３】
【表１】
【表２】
【表３】
【表４】
【表５】
【表６】
本発明に沿うものは、鋼Ａ−１、Ｂ−１、Ｃ−１、Ｄ−１、Ｆ−１、Ｈ−１、Ｉ−１、Ｊ−１、Ｋ−１、Ｌ−１、Ｎ−１、Ｏ−１、Ｐ−１、Ｑ−１、Ｒ−１、Ｕ−１、Ｖ−１、Ｘ−１、Ｙ−１の１９鋼であり、主相であるフェライトにおけるＣｕ単独で構成される粒子の大きさが２ｎｍ以下の疲労特性に優れた複合組織高強度冷延鋼板が得られている。
【００４０】
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、加熱温度（ＳＴ）が本発明範囲より低いので、セメンタイトの再固溶が不十分で、焼鈍後に目的とするフェライト−マルテンサイトの複合ミクロ組織が得られず、加工性の指標の一つである低降伏比（ＹＲ）および十分な疲労限度比（σＷ／σＢ）が得られていない。
【００４１】
鋼Ａ−３は、保持時間が本発明範囲より短いので、セメンタイトやＣｕの再固溶が不十分となり、十分な疲労限度比が得られていない。
鋼Ｅ−１は、Ｐの含有量が本発明範囲より多いので、Ｐが粒界に偏析して粒界強度を低下させてしまい、十分な疲労限度比が得られていない。
鋼Ｇ−１は、Ｃｕの含有量が本発明範囲より少ないので、疲労特性を改善する効果が少なく、十分な疲労限度比が得られていない。
【００４２】
鋼Ｊ−２は、加熱後の冷却速度が本発明範囲より遅いので、パーライトとベイナイトが生成してしまい、目的とするフェライト−マルテンサイトの複合ミクロ組織が得られず、低降伏比および十分な疲労限度比が得られていない。
鋼Ｊ−３は、冷却終了温度が本発明範囲より高いので、ベイナイトが生成して目的とするフェライト−マルテンサイトの複合ミクロ組織が得られない。さらにＣｕの析出が促進されて粗大なＣｕの析出が起こるため、低降伏比および十分な疲労限度比が得られていない。
【００４３】
鋼Ｍ−１は、Ｂの含有量が本発明範囲より少ないので、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不十分であるため、十分な疲労限度比が得られていない。
鋼Ｓ−１は、Ｓｉの含有量が本発明範囲より少ないので、フェライト変態の促進と未変態オーステナイト中のＣ濃度を上げて複合組織を生成する効果が失われ、目的とするフェライト−マルテンサイトの複合ミクロ組織が得られず、十分な疲労限度比が得られていない。
【００４４】
鋼Ｔ−１は、Ｍｎの含有量が本発明範囲より少ないので、目的とする第二相であるマルテンサイトを十分に得られず、低降伏比が得られていない。
Ｗ−１は、Ｃの含有量が本発明範囲より少ないので、組織中のマルテンサイトの体積率が十分ではなく、低降伏比および十分な疲労限度比が得られていない。
【００４５】
【発明の効果】
以上詳述したように、本発明は、疲労特性に優れた複合組織高強度冷延鋼板およびその製造方法を提供するものであり、これらの複合組織高強度冷延鋼板を用いることにより、伸びを始めとする加工性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、工業的価値が高い発明であると言える。
【図面の簡単な説明】
【図１】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。
【図２】本発明に至る予備実験の結果を、Ｂ元素の濃度と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。
Claims (5)
- 質量％にて、
Ｃ：０．０３〜０．２０％、
Ｓｉ：０．１〜２．０％、
Ｍｎ：０．５〜３．０％、
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およ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、フェライトを主相とし、マルテンサイトまたはマルテンサイトおよび残留オーステナイトを第二相とする複合組織からなり、フェライト相におけるＣｕの存在状態は、固溶状態またはＣｕ単独で構成される粒子の大きさが２ｎｍ以下の析出状態であり、完全両振りの平面曲げ疲労試験によって得られた２×１０ 6 回での疲労強度σＷ（ＭＰａ）を鋼板の引張り強さσＢ（ＭＰａ）で除した疲労限度比σＷ／σＢが０．６５以上であることを特徴とする疲労特性に優れた複合組織高強度冷延鋼板。 - 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記載の疲労特性に優れた複合組織高強度冷延鋼板。 - 前記鋼が、さらに、質量％にて、
Ｃａ：０．００５〜０．０２％、
ＲＥＭ：０．００５〜０．２％
の１種または２種を含有することを特徴とする請求項１または２記載の疲労特性に優れた複合組織高強度冷延鋼板。 - 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１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の疲労特性に優れた複合組織高強度冷延鋼板。 - 請求項１〜４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い、室温〜４５０℃で巻取った後、引き続き、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４００℃以下の温度域まで冷却することを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の疲労特性に優れた複合組織高強度冷延鋼板の製造方法。
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