JP3790357B2 - 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
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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。
【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６０−１２１２２５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３−２６４６４６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６−１４５７９２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。
【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４−３３７０２６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。
【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。
【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。
【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−０．０００３％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、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。
【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％Ｓｉ−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 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３．０ｍｍ、長さ９８ｍｍ、幅３８ｍｍ、最小断面部の幅が２０ｍｍ、切り欠きの曲率半径が３０ｍｍである疲労試験片を用い、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。
【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 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。
【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、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、Ｎｉ：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：０．００５〜０．０２％、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、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：０．０１〜０．３％、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、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、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、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、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、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 Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ：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、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、０．３０％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。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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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％、０．０２％、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。
【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。
【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。
【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。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、３５０℃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。
【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（ＳＲＴ）、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（ＣＲ）、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 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３．０ｍｍ、長さ９８ｍｍ、幅３８ｍｍ、最小断面部の幅が２０ｍｍ、切り欠きの曲率半径が３０ｍｍである平面曲げ疲労試験片にて、完全両振りの平面曲げ疲労試験を行った。鋼板の疲労特性は、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（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。
【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。
【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（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。
【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（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。
【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×Ｅｌ）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。
【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。
【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の添加量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。
【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６０−１２１２２５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３−２６４６４６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６−１４５７９２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。
【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４−３３７０２６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。
【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。
【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。
【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−０．０００３％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、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。
【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％Ｓｉ−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 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３．０ｍｍ、長さ９８ｍｍ、幅３８ｍｍ、最小断面部の幅が２０ｍｍ、切り欠きの曲率半径が３０ｍｍである疲労試験片を用い、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。
【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 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。
【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、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、Ｎｉ：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：０．００５〜０．０２％、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、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：０．０１〜０．３％、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、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、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、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、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、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 Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ：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、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、０．３０％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。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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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％、０．０２％、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。
【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。
【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。
【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。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、３５０℃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。
【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（ＳＲＴ）、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（ＣＲ）、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 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２にその試験結果を示す。
【００３３】
【表１】
【表２】
また、さらに図３に示すような板厚３．０ｍｍ、長さ９８ｍｍ、幅３８ｍｍ、最小断面部の幅が２０ｍｍ、切り欠きの曲率半径が３０ｍｍである平面曲げ疲労試験片にて、完全両振りの平面曲げ疲労試験を行った。鋼板の疲労特性は、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（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。
【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。
【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（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。
【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（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。
【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×Ｅｌ）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。
【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。
【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の添加量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：０．０５〜０．３０％、
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、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ることを特徴とする、疲労特性に優れた加工用熱延鋼板。 - 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に記載の疲労特性に優れた加工用熱延鋼板。 - 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。 - 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、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、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、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る疲労特性に優れた加工用熱延鋼板の製造方法。
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