JP4955496B2 - 疲労特性及び伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板 - Google Patents
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Description
本発明は、自動車の足回り、フレーム部品等の強度と加工性及び疲労特性が必要な部品に用いられる優れた疲労特性及び伸びフランジ性を示す高強度熱延鋼板に関する。
近年、自動車部品の高強度化が進み、自動車の足回り部品やフレーム部品等でも高強度化が進んでいるが、部品の軽量化のためには、静的強度とともに疲労強度の改善が必要とされている。また、複雑な形状に加工されるため、加工性（延性）との両立が求められている。
熱延鋼板の強度、伸びフランジ性及び疲労特性に関する従来知見として、特許文献１には、Ｔｉ−Ｍｏ又はＴｉ−Ｎｂ−Ｍｏの複合析出物を微細に分散させたフェライト組織にして、強度，伸び及び伸びフランジ性を改善することが記載され、特許文献２には、同じく微細なＴｉ−Ｍｏ複合析出物を分散させたフェライト主体組織にして、強度、疲労特性及び加工特性を改善することが記載されている。しかし、特許文献１，２のようにフェライト単相組織又はフェライト主体組織では強度を高めにくい。一方、特許文献３には、ベイナイト主体組織とし、かつＴｉによる析出強化を活用して、強度及び伸びフランジ性を改善することが記載されている。
熱延鋼板の強度、伸びフランジ性及び疲労特性に関する従来知見として、特許文献１には、Ｔｉ−Ｍｏ又はＴｉ−Ｎｂ−Ｍｏの複合析出物を微細に分散させたフェライト組織にして、強度，伸び及び伸びフランジ性を改善することが記載され、特許文献２には、同じく微細なＴｉ−Ｍｏ複合析出物を分散させたフェライト主体組織にして、強度、疲労特性及び加工特性を改善することが記載されている。しかし、特許文献１，２のようにフェライト単相組織又はフェライト主体組織では強度を高めにくい。一方、特許文献３には、ベイナイト主体組織とし、かつＴｉによる析出強化を活用して、強度及び伸びフランジ性を改善することが記載されている。
特許文献１〜３に記載された熱延鋼板は、フェライト又はベイナイト組織中にＴｉ，Ｍｏ，Ｎｂ等の炭化物を微細に分散析出させ、主相フェライト又はベイナイトを析出強化している。この微細に分散析出した析出物は、転位の繰り返し運動に対して障害物になり、疲労特性を改善するものと考えられている。しかし、これらの熱延鋼板では、十分な疲労特性改善効果が得られたとはいえなかった。
従って、本発明は、強度、高伸びフランジ性及び高疲労特性を兼備した熱延鋼板を得ることを目的とする。
従って、本発明は、強度、高伸びフランジ性及び高疲労特性を兼備した熱延鋼板を得ることを目的とする。
本発明者らの研究により、熱延鋼板をベイナイト主体組織とし、ベイナイトをＶ，Ｔｉ，Ｎｂなどの炭化物により析出強化することで、強度を向上させつつ伸びフランジ性を高めることができ、さらにその析出物サイズを適切に制御（適度に粗大化）することにより、高い疲労特性改善効果が得られることが分かった。これは、析出物サイズを適度に粗大化することにより、転位が析出物を通過する機構がカッティング機構からオロワン機構に変わり、析出物が疲労試験中の転位の繰り返し運動に対し有効な障害物になるためと考えられる。カッティング機構からオロワン機構に遷移する析出物のサイズは、析出物の種類(析出物を構成する成分)によって変化するので、鋼組成の影響を考慮する必要がある。なお、前記特許文献１〜３の熱延鋼板では、析出物が微細すぎて(鋼組成に応じた適切な析出物サイズが得られていない)、十分な疲労特性改善効果が得られなかったものと考えられる。
本発明に係る疲労特性及び伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０１％以上、０．１０％以下、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：０．５％以上、２．５％以下を含み、さらにＶ：０．０１％以上、０．３０％以下、Ｎｂ：０．０１％以上、０．３０％以下、Ｔｉ：０．０１％以上、０．３０％以下、Ｍｏ：０．０１％以上、０．３０％以下、Ｚｒ：０．０１％以上、０．３０％以下、Ｗ：０．０１％以上、０．３０％以下の１種又は２種以上を合計で０．５％以下含み、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、ベイナイト分率が８０％以上で、析出物の平均粒径ｒ（ｎｍ）が下記条件式（１）を満たし、平均粒径ｒと析出物分率ｆが下記条件式（２）を満たすことを特徴とする。
ｒ≧207÷(27.4Ｘ(Ｖ)＋23.5Ｘ(Ｎｂ）＋31.4Ｘ(Ｔｉ)＋17.6Ｘ(Ｍｏ)＋25.5Ｘ(Ｚｒ)＋23.5Ｘ(Ｗ)) ・・・・（１）
ｒ／ｆ≦12000 ・・・・（２）
ここで、式（１）のＸ(Ｍ)（Ｍ：Ｖ，Ｎｂ，Ｔｉ，Ｍｏ，Ｚｒ，Ｗ）は析出物を構成する元素の平均原子量比であり、下記一般式（３）で表される。
Ｘ(Ｍ)＝（Ｍの質量％／Ｍの原子量）／(Ｖ/51＋Ｎｂ/93＋Ｔｉ/48＋Ｍｏ/96＋Ｚｒ/91＋Ｗ/184) ・・・・（３）
ただし、上記式（３）中の元素記号は鋼組成における当該元素の質量％を意味する。
ｒ≧207÷(27.4Ｘ(Ｖ)＋23.5Ｘ(Ｎｂ）＋31.4Ｘ(Ｔｉ)＋17.6Ｘ(Ｍｏ)＋25.5Ｘ(Ｚｒ)＋23.5Ｘ(Ｗ)) ・・・・（１）
ｒ／ｆ≦12000 ・・・・（２）
ここで、式（１）のＸ(Ｍ)（Ｍ：Ｖ，Ｎｂ，Ｔｉ，Ｍｏ，Ｚｒ，Ｗ）は析出物を構成する元素の平均原子量比であり、下記一般式（３）で表される。
Ｘ(Ｍ)＝（Ｍの質量％／Ｍの原子量）／(Ｖ/51＋Ｎｂ/93＋Ｔｉ/48＋Ｍｏ/96＋Ｚｒ/91＋Ｗ/184) ・・・・（３）
ただし、上記式（３）中の元素記号は鋼組成における当該元素の質量％を意味する。
上記高強度熱延鋼板は、必要に応じて、さらにＣｕ：１％以下、Ｎｉ：１％以下、Ｃｒ：１％以下、Ｂ：２０ｐｐｍ以下のいずれか１種又は２種以上、又は／及びＡｌ：０．１％以下、Ｐ：０．１％以下の１種又は２種を含むことができる。
本発明によれば、加工性と疲労特性が共に優れた高強度熱延鋼板を得ることができる。本発明に係る高強度熱延鋼板は、強度と加工性及び疲労特性が必要とされる自動車の足回り、フレーム部品等の製造に適している。
なお、本発明において加工性は、強度−伸びフランジバランス（ＴＳ×λ）で評価し、疲労特性は疲労限度比（ＦＬ／ＴＳ）で評価する。ＴＳは引張強さ、Ｅｌは伸び、λは穴広げ率（伸びフランジ性）、ＦＬは疲労強度を意味する。
なお、本発明において加工性は、強度−伸びフランジバランス（ＴＳ×λ）で評価し、疲労特性は疲労限度比（ＦＬ／ＴＳ）で評価する。ＴＳは引張強さ、Ｅｌは伸び、λは穴広げ率（伸びフランジ性）、ＦＬは疲労強度を意味する。
まず、本発明に係る高強度熱延鋼板の組成及び組織限定理由について説明する。
・Ｃ：０．０１％以上、０．１０％以下
Ｃはベイナイト中に炭化物系析出物を形成し、ベイナイトの析出強化に寄与する。しかし、０．０１％未満では析出強化量が不足し、疲労特性が不足する。０．１０％を超えるとオーステナイト域での圧延中に粗大に析出し、ｒ／ｆが大きくなるため十分な疲労特性が得られない。従って、Ｃ含有量は上記のとおりとする。好ましくは、０．０３％以上、０．０８％以下である。
・Ｃ：０．０１％以上、０．１０％以下
Ｃはベイナイト中に炭化物系析出物を形成し、ベイナイトの析出強化に寄与する。しかし、０．０１％未満では析出強化量が不足し、疲労特性が不足する。０．１０％を超えるとオーステナイト域での圧延中に粗大に析出し、ｒ／ｆが大きくなるため十分な疲労特性が得られない。従って、Ｃ含有量は上記のとおりとする。好ましくは、０．０３％以上、０．０８％以下である。
・Ｓｉ：２．０％以下(０％を含む)
Ｓｉは固溶強化元素であり伸びフランジ性及び疲労特性の改善に寄与する。しかし、Ｓｉはフェライト形成を促進する元素であり、２．０％を超えるとフェライトが形成されてベイナイト分率が低下し、伸びフランジ性及び疲労特性が低下する。従って、Ｓｉ含有量は上記のとおりとする。好ましくは０．５％以上、１．５％以下である。
・Ｍｎ：０．５％以上、２．５％以下
Ｍｎは焼き入れ性を高め、ベイナイト主体組織を構築する。しかし、０．５％未満であると焼き入れ性が不足してフェライトが形成され、ベイナイト分率が低下するため、伸びフランジ性及び疲労特性が低下する。２．５％を超えると焼き入れ性が高くなり過ぎ、ベイナイト変態が抑制されて伸びフランジ性が低下する。従って、Ｍｎ含有量は上記のとおりとする。好ましくは１．４％以上、２．３％以下である。
Ｓｉは固溶強化元素であり伸びフランジ性及び疲労特性の改善に寄与する。しかし、Ｓｉはフェライト形成を促進する元素であり、２．０％を超えるとフェライトが形成されてベイナイト分率が低下し、伸びフランジ性及び疲労特性が低下する。従って、Ｓｉ含有量は上記のとおりとする。好ましくは０．５％以上、１．５％以下である。
・Ｍｎ：０．５％以上、２．５％以下
Ｍｎは焼き入れ性を高め、ベイナイト主体組織を構築する。しかし、０．５％未満であると焼き入れ性が不足してフェライトが形成され、ベイナイト分率が低下するため、伸びフランジ性及び疲労特性が低下する。２．５％を超えると焼き入れ性が高くなり過ぎ、ベイナイト変態が抑制されて伸びフランジ性が低下する。従って、Ｍｎ含有量は上記のとおりとする。好ましくは１．４％以上、２．３％以下である。
・Ｖ：０．０１％以上、０．３０％以下
・Ｎｂ：０．０１％以上、０．３０％以下
・Ｔｉ：０．０１％以上、０．３０％以下
・Ｍｏ：０．０１％以上、０．３０％以下
・Ｚｒ：０．０１％以上、０．３０％以下
・Ｗ：０．０１％以上、０．３０％以下
炭化物形成元素であるこれらの元素を添加することでベイナイト中に炭化物系析出物を分散させて析出強化し、強度及び疲労特性を高めることができる。しかし、それぞれ下限値未満であると析出強化量が不足し、疲労特性が不足する。それぞれ上限値を超えるとオーステナイト域での圧延中に析出し、析出物サイズが粗大化してｒ／ｆが過大になり疲労特性が不足する。従って、Ｖ，Ｎｂ，Ｔｉ，Ｍｏ，Ｚｒ，Ｗ含有量は上記のとおりとする。好ましくはいずれも０．０５％以上、０．２０％以下である。また、これらの元素の合計含有量が多すぎると、熱延前の加熱で析出物が完全に固溶せず、未固溶の粗大析出物の量が多くなるので、析出物サイズが粗大化してｒ／ｆが過大となり疲労特性が低下する。従って、合計含有量は０．５％以下とする。
・Ｎｂ：０．０１％以上、０．３０％以下
・Ｔｉ：０．０１％以上、０．３０％以下
・Ｍｏ：０．０１％以上、０．３０％以下
・Ｚｒ：０．０１％以上、０．３０％以下
・Ｗ：０．０１％以上、０．３０％以下
炭化物形成元素であるこれらの元素を添加することでベイナイト中に炭化物系析出物を分散させて析出強化し、強度及び疲労特性を高めることができる。しかし、それぞれ下限値未満であると析出強化量が不足し、疲労特性が不足する。それぞれ上限値を超えるとオーステナイト域での圧延中に析出し、析出物サイズが粗大化してｒ／ｆが過大になり疲労特性が不足する。従って、Ｖ，Ｎｂ，Ｔｉ，Ｍｏ，Ｚｒ，Ｗ含有量は上記のとおりとする。好ましくはいずれも０．０５％以上、０．２０％以下である。また、これらの元素の合計含有量が多すぎると、熱延前の加熱で析出物が完全に固溶せず、未固溶の粗大析出物の量が多くなるので、析出物サイズが粗大化してｒ／ｆが過大となり疲労特性が低下する。従って、合計含有量は０．５％以下とする。
・Ｃｕ：１％以下
・Ｎｉ：１％以下
・Ｃｒ：１％以下
・Ｂ：２０ｐｐｍ以下
これらの元素は鋼の焼き入れ性を高めてフェライト変態を抑制し、ベイナイト分率を向上させる。その結果、疲労特性及び伸びフランジ性が改善する。一方、Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒについては、含有量が多すぎるとベイナイト変態が抑制され、ベイナイト分率が低下し、伸びフランジ性が低下する。またマルテンサイト分率が増加することで、疲労強度が向上せずに強度が向上し、疲労強度比が低下する。Ｂについては、γ粒界に固溶状態で存在することでフェライトの形成を抑制するが、含有量が多すぎるとＦｅ２３Ｂ６として析出し、固溶Ｂ量が低下するため，フェライト変態の抑制効果が得られなくなる。従って、Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｂ含有量は上記のとおりとする。好ましくは、Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒがいずれも０．８％以下、Ｂが１５ｐｐｍ以下である。
・Ｎｉ：１％以下
・Ｃｒ：１％以下
・Ｂ：２０ｐｐｍ以下
これらの元素は鋼の焼き入れ性を高めてフェライト変態を抑制し、ベイナイト分率を向上させる。その結果、疲労特性及び伸びフランジ性が改善する。一方、Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒについては、含有量が多すぎるとベイナイト変態が抑制され、ベイナイト分率が低下し、伸びフランジ性が低下する。またマルテンサイト分率が増加することで、疲労強度が向上せずに強度が向上し、疲労強度比が低下する。Ｂについては、γ粒界に固溶状態で存在することでフェライトの形成を抑制するが、含有量が多すぎるとＦｅ２３Ｂ６として析出し、固溶Ｂ量が低下するため，フェライト変態の抑制効果が得られなくなる。従って、Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｂ含有量は上記のとおりとする。好ましくは、Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒがいずれも０．８％以下、Ｂが１５ｐｐｍ以下である。
・Ｐ：０．１％以下
・Ａｌ：０．１％以下
Ｐは固溶強化の効果があるが、添加しすぎると粒界に偏析し、粒界強度を低下させることで疲労特性が低下する。０．１％まで添加可能である。好ましくは、０．０３％以下である。
Ａｌは脱酸元素であるとともに、Ｎを固定し、Ｎによる時効効果を抑制し脆化を抑制する作用がある。しかし、添加しすぎるとフェライトの形成が促進されるため、ベイナイト分率が低下し、疲労強度比及び伸びフランジ性が劣化する。０．１％程度まで添加してよい。好ましくは、０．０８％以下である。
・Ａｌ：０．１％以下
Ｐは固溶強化の効果があるが、添加しすぎると粒界に偏析し、粒界強度を低下させることで疲労特性が低下する。０．１％まで添加可能である。好ましくは、０．０３％以下である。
Ａｌは脱酸元素であるとともに、Ｎを固定し、Ｎによる時効効果を抑制し脆化を抑制する作用がある。しかし、添加しすぎるとフェライトの形成が促進されるため、ベイナイト分率が低下し、疲労強度比及び伸びフランジ性が劣化する。０．１％程度まで添加してよい。好ましくは、０．０８％以下である。
・その他
Ｓ，Ｎ，Ｏは窒化物、酸化物を形成し、これが破壊の基点となり、疲労特性・伸びフランジ性を劣化させるので低い方がよく、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎ：０．００６０％以下、Ｏ：０．００３０％以下に規制することが望ましい。
Ｃａ，Ｍｇ，ＲＥＭは介在物を微細にすることで伸びフランジ性や疲労特性の改善に寄与するので、１種以上を添加してもよい。添加する場合は、いずれも０．０１％以下が望ましい。
Ｓ，Ｎ，Ｏは窒化物、酸化物を形成し、これが破壊の基点となり、疲労特性・伸びフランジ性を劣化させるので低い方がよく、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎ：０．００６０％以下、Ｏ：０．００３０％以下に規制することが望ましい。
Ｃａ，Ｍｇ，ＲＥＭは介在物を微細にすることで伸びフランジ性や疲労特性の改善に寄与するので、１種以上を添加してもよい。添加する場合は、いずれも０．０１％以下が望ましい。
・ｒ≧207÷(27.4Ｘ(Ｖ)＋23.5Ｘ(Ｎｂ）＋31.4Ｘ(Ｔｉ)＋17.6Ｘ(Ｍｏ)＋25.5Ｘ(Ｚｒ)＋23.5Ｘ(Ｗ))（（１）式）
・ｒ／ｆ≦12000（（２）式）
この２つの規定は、ベイナイト中の析出物の平均粒径ｒ（ｎｍ）を転位によりカッティングされないサイズに制御し、同時に析出物の粒子間距離（ｒ／ｆ）を小さい値に制限することを意味する。ｆはベイナイト中の析出物分率（面積分率）である。これにより、転位が析出物を通過する機構がカッティング機構からオロワン機構に変わり、同時に繰り返し応力付与中の転位の移動に対する抵抗力を大きくし、疲労特性を改善することができる。
条件式（２）において、ｒ／ｆは好ましくは１００００以下、さらに好ましくは８０００以下である。
・ｒ／ｆ≦12000（（２）式）
この２つの規定は、ベイナイト中の析出物の平均粒径ｒ（ｎｍ）を転位によりカッティングされないサイズに制御し、同時に析出物の粒子間距離（ｒ／ｆ）を小さい値に制限することを意味する。ｆはベイナイト中の析出物分率（面積分率）である。これにより、転位が析出物を通過する機構がカッティング機構からオロワン機構に変わり、同時に繰り返し応力付与中の転位の移動に対する抵抗力を大きくし、疲労特性を改善することができる。
条件式（２）において、ｒ／ｆは好ましくは１００００以下、さらに好ましくは８０００以下である。
条件式（１）の右辺は、転位によりカッティングされない析出物の最小粒子径（臨界粒子径）を表す。この臨界粒子径は、「鉄鋼の析出メタラジー最前線」Ｐ．６９〜８０（社団法人日本鉄鋼協会 材料の組織と特性部会 析出制御メタラジー研究会編集、社団法人日本鉄鋼協会発行（２００１））によれば、析出物の硬さと略反比例の関係がある（前記文献の図１０のグラフ参照）。発明者らは、前記炭化物形成元素を単独又は複合添加する場合に、析出物の硬さに対する各元素の寄与度を当該元素の平均原子量比（式（３））に比例するものと推測し、臨界粒子径と析出物の硬さの関係（前記図１０）から、近似的に前記条件式（１）を導出した。なお、条件式（１）において，平均原子量比Ｘ（Ｍ）の係数は，それぞれ元素Ｍ（Ｍ：Ｖ，Ｎｂ，Ｔｉ，Ｍｏ，Ｚｒ，Ｗ）の炭化物のビッカース硬さ（前記文献の図９参照）である。
前記条件式（１）は、転位が析出物を通過する機構としてオロワン機構が発現されるためには、鋼組成に応じた適切な析出物サイズ（臨界粒子径以上のサイズ）が存在することを示す。この条件式（１）が本発明の熱延鋼板の疲労特性を改善するうえで技術的意義を有することは、後述する実施例により実証されている。
前記条件式（１）は、転位が析出物を通過する機構としてオロワン機構が発現されるためには、鋼組成に応じた適切な析出物サイズ（臨界粒子径以上のサイズ）が存在することを示す。この条件式（１）が本発明の熱延鋼板の疲労特性を改善するうえで技術的意義を有することは、後述する実施例により実証されている。
・ベイナイト分率（面積分率）：８０％以上
ベイナイト主体の均一な組織にすることにより、伸びフランジ性を向上させることができる。一方、ベイナイト分率が低下し第２相（フェライト、マルテンサイト、残留オーステナイト、パーライト）が混入すると、第２相と主相であるベイナイト界面に応力集中が起こり、小さな歪みでも破壊が起こるようになることで伸びフランジ性が劣化する。
ベイナイト分率は好ましくは９０％以上、さらに好ましくは９５％以上である。
ベイナイト主体の均一な組織にすることにより、伸びフランジ性を向上させることができる。一方、ベイナイト分率が低下し第２相（フェライト、マルテンサイト、残留オーステナイト、パーライト）が混入すると、第２相と主相であるベイナイト界面に応力集中が起こり、小さな歪みでも破壊が起こるようになることで伸びフランジ性が劣化する。
ベイナイト分率は好ましくは９０％以上、さらに好ましくは９５％以上である。
続いて、本発明に係る高強度熱延鋼板の製造方法について説明する。
典型的な製造方法は、鋼素材を加熱した後、仕上げ圧延を含む熱間圧延、熱延後の急冷、急冷停止後の巻き取り、巻き取り後の保持である。以下、各工程について説明する。
・加熱
熱間圧延前の加熱は１１００℃以上、１３００℃以下で行う。この加熱によりオーステナイト単相とし、かつ炭化物をオーステナイトに固溶させる。加熱温度が１１００℃未満では炭化物がオーステナイトに固溶できず、粗大な炭化物が形成されるため疲労特性改善効果が得られない。一方、１３００℃を越える温度は操業上困難である。望ましい加熱時間は１０分以上、１２時間以下である。加熱時間が短いと析出物を固溶させられず、加熱時間が長すぎると生産性を阻害する。
典型的な製造方法は、鋼素材を加熱した後、仕上げ圧延を含む熱間圧延、熱延後の急冷、急冷停止後の巻き取り、巻き取り後の保持である。以下、各工程について説明する。
・加熱
熱間圧延前の加熱は１１００℃以上、１３００℃以下で行う。この加熱によりオーステナイト単相とし、かつ炭化物をオーステナイトに固溶させる。加熱温度が１１００℃未満では炭化物がオーステナイトに固溶できず、粗大な炭化物が形成されるため疲労特性改善効果が得られない。一方、１３００℃を越える温度は操業上困難である。望ましい加熱時間は１０分以上、１２時間以下である。加熱時間が短いと析出物を固溶させられず、加熱時間が長すぎると生産性を阻害する。
・熱間圧延
熱間圧延は、仕上げ圧延温度が８００℃以上、１０５０℃以下の範囲になるように行う。仕上げ圧延温度が８００℃未満では熱間圧延時に炭化物がオーステナイト中に析出し、粗大になりすぎるため、所望のｒ／ｆが得られない。また焼き入れ性が低下しベイナイト分率が低くなる。一方、１０５０℃を超えるとオーステナイトが粗大化して焼き入れ性が高まり、ベイナイト分率が低下し、マルテンサイト分率が増加するため、伸びフランジ性が低下する。
・熱延後の急冷
熱延後の急冷はベイナイト変態と析出が同時に起こる温度域（５００℃から６００℃の範囲）まで２０℃／ｓ以上で急冷する。フェライト変態が起こる温度域を急速に冷却することで、フェライト変態を抑制する。この急冷停止温度が高すぎるとフェライトが形成され、疲労特性が低下し、低すぎるとマルテンサイトが形成され、伸びフランジ性が低下する。
冷却速度は、遅すぎるとフェライトが形成され，疲労特性が低下するため、速いことが望ましいが、速すぎると制御が困難となるため、好ましくは１５０℃／ｓ未満、さらに好ましくは１２０℃／ｓ未満とする。
熱間圧延は、仕上げ圧延温度が８００℃以上、１０５０℃以下の範囲になるように行う。仕上げ圧延温度が８００℃未満では熱間圧延時に炭化物がオーステナイト中に析出し、粗大になりすぎるため、所望のｒ／ｆが得られない。また焼き入れ性が低下しベイナイト分率が低くなる。一方、１０５０℃を超えるとオーステナイトが粗大化して焼き入れ性が高まり、ベイナイト分率が低下し、マルテンサイト分率が増加するため、伸びフランジ性が低下する。
・熱延後の急冷
熱延後の急冷はベイナイト変態と析出が同時に起こる温度域（５００℃から６００℃の範囲）まで２０℃／ｓ以上で急冷する。フェライト変態が起こる温度域を急速に冷却することで、フェライト変態を抑制する。この急冷停止温度が高すぎるとフェライトが形成され、疲労特性が低下し、低すぎるとマルテンサイトが形成され、伸びフランジ性が低下する。
冷却速度は、遅すぎるとフェライトが形成され，疲労特性が低下するため、速いことが望ましいが、速すぎると制御が困難となるため、好ましくは１５０℃／ｓ未満、さらに好ましくは１２０℃／ｓ未満とする。
・巻き取り
急冷後、５００〜５５０℃で巻き取る。巻き取り温度が高すぎるとフェライトが形成され、疲労特性が低下し、低すぎるとマルテンサイトが形成され，伸びフランジ性が低下する。
・巻き取り後の保持
巻き取り後の保持はベイナイト中に析出物を適切なサイズに成長させるために行うもので、巻き取り後、冷却速度５℃／ｈｒ以下（０℃／ｈｒを含む）で２０ｈｒ以上保持後、任意の条件で冷却する。冷却速度が大きいか保持時間が短いと析出物が微細になり、カッティングされやすくなるため疲労特性が低下する。
急冷後、５００〜５５０℃で巻き取る。巻き取り温度が高すぎるとフェライトが形成され、疲労特性が低下し、低すぎるとマルテンサイトが形成され，伸びフランジ性が低下する。
・巻き取り後の保持
巻き取り後の保持はベイナイト中に析出物を適切なサイズに成長させるために行うもので、巻き取り後、冷却速度５℃／ｈｒ以下（０℃／ｈｒを含む）で２０ｈｒ以上保持後、任意の条件で冷却する。冷却速度が大きいか保持時間が短いと析出物が微細になり、カッティングされやすくなるため疲労特性が低下する。
表１，２に示す成分の５０ｋｇ鋳塊を溶製し、熱間圧延により２５ｍｍ厚の板材とし、これを供試材とした。なお、いずれの供試材もＮ含有量が４０ｐｐｍ、Ｏ含有量が１０ｐｐｍであった。
この供試材を、表３に示す条件で熱間圧延し、熱延鋼板を製造した。より詳しくは、表３に示す加熱温度に１時間保持した後、表３に示す温度で仕上げ圧延を行い、仕上げ板厚は３ｍｍとした。仕上げ圧延後、直ちに３０℃／ｓの冷却速度で表３に示す急冷停止温度まで冷却し、巻き取りを模擬するために、表３に示す温度に加熱した加熱炉内に表３に示す保持時間保持した（冷却速度０℃／ｈｒ）後、炉冷した。
なお、表１，２の最右欄に記載したｒｃは、条件式（１）の右辺の式で計算された平均粒径の値である（組織観察で得られた平均粒径ｒと区別するためｒｃと記載している）。右から２番目の欄に記載したｗｐはＶ，Ｎｂ，Ｔｉ，Ｍｏ，Ｚｒ，Ｗの合計含有量である。
得られた熱延鋼板からサンプルを採取し、組織観察、引張試験、疲労試験、伸びフランジ特性試験を下記要領で実施した。
なお、表１，２の最右欄に記載したｒｃは、条件式（１）の右辺の式で計算された平均粒径の値である（組織観察で得られた平均粒径ｒと区別するためｒｃと記載している）。右から２番目の欄に記載したｗｐはＶ，Ｎｂ，Ｔｉ，Ｍｏ，Ｚｒ，Ｗの合計含有量である。
得られた熱延鋼板からサンプルを採取し、組織観察、引張試験、疲労試験、伸びフランジ特性試験を下記要領で実施した。
・組織観察（ベイナイト分率）
鋼板中心部のＴＤ面の組織を観察した。サンプルを鏡面に研磨した後、３％ナイタール腐食液で腐食し、×４００で５視野観察及び撮影し、ポイントカウンティング法（各視野ごとに均等なメッシュで１００ポイント）でベイナイト分率を求めた。
鋼板中心部のＴＤ面の組織を観察した。サンプルを鏡面に研磨した後、３％ナイタール腐食液で腐食し、×４００で５視野観察及び撮影し、ポイントカウンティング法（各視野ごとに均等なメッシュで１００ポイント）でベイナイト分率を求めた。
・析出物観察（平均粒径ｒ、ｒ／ｆ）
ベイナイト中の析出物の平均粒径ｒは、抽出レプリカ法により析出物を抽出し、ベイナイト領域を透過形電子顕微鏡にて、倍率×１５００００で１μｍ×１μｍの領域を観察及び撮影し、その中に観察された析出物（円相当直径で２ｎｍ以上）を画像解析して各粒子の面積を求め、その面積から円相当直径を求めて平均値を算出し、平均粒径ｒとした。
また、析出物の面積を足し合わせ、観察面積に占める析出物面積からベイナイト中の析出物分率（面積率）ｆを求め、平均粒径ｒと析出物分率ｆからｒ／ｆを計算した。
ベイナイト中の析出物の平均粒径ｒは、抽出レプリカ法により析出物を抽出し、ベイナイト領域を透過形電子顕微鏡にて、倍率×１５００００で１μｍ×１μｍの領域を観察及び撮影し、その中に観察された析出物（円相当直径で２ｎｍ以上）を画像解析して各粒子の面積を求め、その面積から円相当直径を求めて平均値を算出し、平均粒径ｒとした。
また、析出物の面積を足し合わせ、観察面積に占める析出物面積からベイナイト中の析出物分率（面積率）ｆを求め、平均粒径ｒと析出物分率ｆからｒ／ｆを計算した。
・引張試験
引張試験は、サンプルをＪＩＳＺ２２０１記載の５号試験片に加工し、ＪＩＳＺ２２４１に従って実施し、引張強さ（ＴＳ）を測定した。ＴＳは７８０ＭＰａ以上を良好と評価した。
・疲労試験
疲労試験は、サンプルの表裏面を０．５ｍｍずつ研削し、その後、ＪＩＳＺ２２７５記載の平面曲げ試験を実施し、疲労強度（ＦＬ）を測定した。また、疲労強度（ＦＬ）と引張強さ（ＴＳ）から疲労限度比（ＦＬ／ＴＳ）を計算した。
疲労特性の評価として、９８０ＭＰａ以下の場合は、疲労限度比（ＦＬ／ＴＳ）が０．６０以上を良好、０．６５以上を特に良好と評価し、ＴＳが９８０ＭＰａ超の場合は、疲労限度比（ＦＬ／ＴＳ）が０．５５以上を良好、０．６０以上を特に良好と評価した。
引張試験は、サンプルをＪＩＳＺ２２０１記載の５号試験片に加工し、ＪＩＳＺ２２４１に従って実施し、引張強さ（ＴＳ）を測定した。ＴＳは７８０ＭＰａ以上を良好と評価した。
・疲労試験
疲労試験は、サンプルの表裏面を０．５ｍｍずつ研削し、その後、ＪＩＳＺ２２７５記載の平面曲げ試験を実施し、疲労強度（ＦＬ）を測定した。また、疲労強度（ＦＬ）と引張強さ（ＴＳ）から疲労限度比（ＦＬ／ＴＳ）を計算した。
疲労特性の評価として、９８０ＭＰａ以下の場合は、疲労限度比（ＦＬ／ＴＳ）が０．６０以上を良好、０．６５以上を特に良好と評価し、ＴＳが９８０ＭＰａ超の場合は、疲労限度比（ＦＬ／ＴＳ）が０．５５以上を良好、０．６０以上を特に良好と評価した。
・伸びフランジ特性試験
伸びフランジ特性試験として穴広げ試験を行い、穴広げ率（λ）を測定した。穴広げ試験は、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳＴ１００１に従って実施した。また、穴広げ率（γ）と引張強さ（ＴＳ）から強度−伸びフランジバランス（λ×ＴＳ）を計算した。
伸びフランジ特性の評価として、強度−伸びフランジバランス（λ×ＴＳ）が５００００以上で良好、６００００以上で特に良好と評価した。
伸びフランジ特性試験として穴広げ試験を行い、穴広げ率（λ）を測定した。穴広げ試験は、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳＴ１００１に従って実施した。また、穴広げ率（γ）と引張強さ（ＴＳ）から強度−伸びフランジバランス（λ×ＴＳ）を計算した。
伸びフランジ特性の評価として、強度−伸びフランジバランス（λ×ＴＳ）が５００００以上で良好、６００００以上で特に良好と評価した。
測定結果を表４〜６に示す。
表４〜６の測定結果から、試験例Ｎｏ．１，２，５〜９，１２，１３，１５，１６，１８〜２３，２５，２６，３０〜３４，３６，３８，４０，４２，４３，４５は、クレームに規定された組成、ベイナイト分率、析出物の平均粒径ｒ、及びｒ／ｆの各要件を満たし、ＦＬ／ＴＳ及びＴＳ×γが優れる。
一方、その他の試験例は、クレームに規定された組成、ベイナイト分率、析出物の平均粒径ｒ、及びｒ／ｆの少なくとも１つの要件を満たさず、ＦＬ／ＴＳとＴＳ×γの一方又は双方が劣る。
一方、その他の試験例は、クレームに規定された組成、ベイナイト分率、析出物の平均粒径ｒ、及びｒ／ｆの少なくとも１つの要件を満たさず、ＦＬ／ＴＳとＴＳ×γの一方又は双方が劣る。
Claims (4)
- 質量％で、Ｃ：０．０１％以上、０．１０％以下、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：０．５％以上、２．５％以下を含み、さらにＶ：０．０１％以上、０．３０％以下、Ｎｂ：０．０１％以上、０．３０％以下、Ｔｉ：０．０１％以上、０．３０％以下、Ｍｏ：０．０１％以上、０．３０％以下、Ｚｒ：０．０１％以上、０．３０％以下、Ｗ：０．０１％以上、０．３０％以下の１種又は２種以上を合計で０．５％以下含み、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、ベイナイト分率が８０％以上で、析出物の平均粒径ｒ（ｎｍ）が下記条件式（１）を満たし、平均粒径ｒと析出物分率ｆが下記条件式（２）を満たすことを特徴とする疲労特性及び伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板。
ｒ≧207÷(27.4Ｘ(Ｖ)＋23.5Ｘ(Ｎｂ）＋31.4Ｘ(Ｔｉ)＋17.6Ｘ(Ｍｏ)＋25.5Ｘ(Ｚｒ)＋23.5Ｘ(Ｗ)) ・・・・（１）
ｒ／ｆ≦12000 ・・・・（２）
ここで、式（１）のＸ(Ｍ)（Ｍ：Ｖ，Ｎｂ，Ｔｉ，Ｍｏ，Ｚｒ，Ｗ）は析出物を構成する元素の平均原子量比であり、下記一般式（３）で表される。
Ｘ(Ｍ)＝（Ｍの質量％／Ｍの原子量）／(Ｖ/51＋Ｎｂ/93＋Ｔｉ/48＋Ｍｏ/96＋Ｚｒ/91＋Ｗ/184) ・・・・（３）
ただし、上記式（３）中の元素記号は当該元素の質量％を意味する。 - さらにＣｕ：１％以下、Ｎｉ：１％以下、Ｃｒ：１％以下、Ｂ：２０ｐｐｍ以下のいずれか１種又は２種以上を含むことを特徴とする請求項１に記載された疲労特性及び伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板。
- さらにＡｌ：０．１％以下を含むことを特徴とする請求項１又は２に記載された疲労特性及び伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板。
- さらにＰ：０．１％以下を含むことを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載された疲労特性及び伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板。
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