(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で（以下、化学成分について同じ。）、
Ｃ  ：０．０５〜０．２０％、
Ｓｉ：２．０％以下、
Ｍｎ：１．０〜２．５％、
Ａｌ：０．００１〜０．１０％、
Ｖ  ：０．０００５〜０．１０％
を含み、さらに、
Ｔｉ：０．０２〜０．２０％、および／または、
Ｎｂ：０．０２〜０．２０％
を下記式１を満たすように含み、
残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成を有し、
全組織に対する面積率で（以下、組織について同じ。）、
フェライト：５０〜９５％
を含み、残部が、マルテンサイト＋残留オーステナイトからなる硬質第２相の組織を有し、
前記フェライト中に存在する析出炭化物の平均粒径が６ｎｍ未満であるとともに、
その析出炭化物を構成するＶ、ＴｉおよびＮｂの合計含有量が０．０２％以上である
ことを特徴とする、成形性と母材および溶接熱影響部の疲労特性とを兼備した高強度熱延鋼板。
式１  Ｃ−１２×（Ｖ／５１＋Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３）＞０．０３
ただし、式中の元素記号は当該元素の質量％を意味する。
【請求項２】
前記硬質第２相の平均粒径が５μｍ超であることを特徴とする請求項１に記載の成形性と母材および溶接熱影響部の疲労特性とを兼備した高強度熱延鋼板。
【請求項３】
成分組成が、さらに、
Ｃｕ：０．０１〜１．０％、
Ｎｉ：０．０１〜１．０％、
Ｃｒ：０．０１〜１．０％、
Ｍｏ：０．０１〜１．０％の１種または２種以上
を含むものである請求項１または２に記載の成形性と母材および溶接熱影響部の疲労特性とを兼備した高強度熱延鋼板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
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および疲労特性が必要な部品に用いられる高強度熱延鋼板に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、自動車部品に供される薄鋼板は衝突安全性と燃費改善を実現するため、高強度化が進められている。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められているが、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。
【０００３】
加工性の改善には、強度比の大きい２種類の組織からなるＤＰ鋼とすることが有効であり、さらにＤＰ鋼の疲労特性の改善方法として、強度が低く応力集中の起こりやすいフェライト部を強化することが有効であることが知られている。例えば特許文献１には、ＴｉまたはＮｂの炭化物で析出強化した主相フェライトと硬質な第２相からなるＤＰ鋼において、２０μｍまでの表層部の平均フェライト粒径を５μｍ以下にすることが記載され、特許文献２には、第２相をマルテンサイト・針状フェライト・残留オーステナイトとしたＤＰ鋼において、初析フェライトを析出強化することで、強度−加工性−疲労特性を改善することが記載されている。
【０００４】
上記特許文献１，２に記載された熱延鋼板は、７００〜８００℃付近の保持・滞留時間を短時間とし、フェライト中にＴｉ、Ｎｂの炭化物を分散析出させ、主相フェライトを析出強化している。この熱延鋼板では、上記温度範囲での短時間の保持・滞留で微細に分散析出した析出物が、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、上記従来技術では、これにより十分な疲労特性改善効果が得られたとはいえなかった。
【０００５】
そこで、本発明者らは、ＤＰ鋼の疲労特性をさらに改善することを目的に、ＤＰ鋼におけるフェライトの析出強化について鋭意研究開発を行った。その結果、ＤＰ鋼においてフェライトをＴｉ、Ｎｂ、Ｖなどの析出物により強化する場合に、上記温度範囲での保持・滞留時間を長くし、その析出物を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。この知見に基づき、以下の高強度熱延鋼板を完成するに至り、既に特許出願を行った（特許文献３参照）。
【０００６】
本発明者らが特許文献３にて提案した高強度冷延鋼板（以下、「先行発明鋼板」という。）は、
質量％で、Ｃ：０．０１％超、０．３０％以下、Ｓｉ：０．１％以上、２．０％以下、Ｍｎ：０．１％以上、２．５％以下を含み、Ｖ：０．０１％以上、０．１５％以下、Ｎｂ：０．０２％以上、０．３０％以下、Ｔｉ：０．０１％以上、０．１５％以下の１種又は２種以上を下記条件式（１）を満たすように含み、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、フェライト分率が５０％以上、９５％以下、マルテンサイト＋残留オーステナイトからなる硬質第２相分率が５％以上、５０％以下の組織を有し、フェライト中に形成された析出物の平均粒径ｒが６ｎｍ以上であり、平均粒径ｒと下記式（２）で表される析出物分率ｆが下記条件式（３）を満たす強度−伸びバランスと疲労特性に優れた高強度熱延鋼板である。
Ｃ−12×(Ｖ/51＋Ｎｂ/93＋Ｔｉ/48)≧0.01 ・・・・（１）
ｆ＝(2.08Ｔｉ＋1.69Ｖ＋1.14Ｎｂ)/100 ・・・・（２）
ｒ／ｆ≦13000 ・・・・（３）
ここで、上記式（１）、（２）中の元素記号は当該元素の質量％を意味する。
【０００７】
上記先行発明鋼板は、加工性と疲労特性に優れるものであるが、加工後の自動車部品は、車体や他の部材等に溶接にて接合して使用されることも多く、このような場合、溶接熱影響部（以下、「ＨＡＺ」ともいう。）は母材よりも疲労強度が低下することが知られている。このため、自動車部品を溶接接合して用いる場合は、単に母材の疲労特性を改善するだけでは不十分で、ＨＡＺの疲労特性をも改善することが重要となる。上記先行発明鋼板は、母材の疲労特性の改善には優れた効果を発揮するものであるが、ＨＡＺの疲労特性については改善の余地があった。
【０００８】
一方、熱延鋼板のＨＡＺの疲労特性を改善する方法として、溶接の際に溶接線上を３５０〜５００℃に予熱してから溶接を行うことで、ＨＡＺに残留オーステナイトを含ませることにより、ＨＡＺの疲労特性の向上を図る溶接方法が開示されている（特許文献４参照）。しかしながら、この方法は、溶接の前に予熱作業が必要であり、溶接施工の作業性に劣る問題がある。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００９】
【特許文献１】特開平９−１３７２４９号公報
【特許文献２】特開平１１−１８９８４２号公報
【特許文献３】特開２００７−３２１２０１号公報
【特許文献４】特開平９−６７６４３号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
本発明は上記事情に着目してなされたものであり、その目的は、成形性（加工性）に優れたＤＰ鋼において、母材のみならずＨＡＺについても疲労特性を改善しうる鋼強度熱延鋼板を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
本発明鋼板は、ＤＰ鋼においてフェライト中にＶ、Ｔｉ、Ｎｂなどの析出炭化物を所定量存在させることにより母材組織を強化して母材の疲労特性を改善する点で上記先行発明鋼板と共通するが、上記先行発明鋼板とは逆に該析出炭化物を微細化することにより、溶接による加熱時にマトリックス中にＶ炭化物（ＶＣ）由来のＶおよびＣを固溶させることで、オーステナイト粒の微細化を抑制するとともに、マトリックスの焼入れ性を高めて、溶接後の冷却時にフェライトや上部ベイナイトの形成を抑制してマルテンサイトの形成を促進すると同時に、該マルテンサイトの固溶Ｃ量を増加させて該マルテンサイト自体の強度も向上させることができ、ＨＡＺの疲労強度をも改善することを可能としたものである。
【００１２】
請求項１に記載の発明は、
質量％で（以下、化学成分について同じ。）、
Ｃ  ：０．０５〜０．２０％、
Ｓｉ：２．０％以下、
Ｍｎ：１．０〜２．５％、
Ａｌ：０．００１〜０．１０％、
Ｖ  ：０．０００５〜０．１０％
を含み、さらに、
Ｔｉ：０．０２〜０．２０％、および／または、
Ｎｂ：０．０２〜０．２０％
を下記式１を満たすように含み、
残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成を有し、
全組織に対する面積率で（以下、組織について同じ。）、
フェライト：５０〜９５％
を含み、残部が、マルテンサイト＋残留オーステナイトからなる硬質第２相の組織を有し、
前記フェライト中に存在する析出炭化物の平均粒径が６ｎｍ未満であるとともに、
その析出炭化物を構成するＶ、ＴｉおよびＮｂの合計含有量が０．０２％以上である
ことを特徴とする、成形性と母材および溶接熱影響部の疲労特性とを兼備した高強度熱延鋼板である。
式１  Ｃ−１２×（Ｖ／５１＋Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３）＞０．０３
ただし、式中の元素記号は当該元素の質量％を意味する。
【００１３】
請求項２に記載の発明は、
前記硬質第２相の平均粒径が５μｍ超であることを特徴とする請求項１に記載の成形性と母材および溶接熱影響部の疲労特性とを兼備した高強度熱延鋼板である。
【００１４】
請求項３に記載の発明は、
成分組成が、さらに、
Ｃｕ：０．０１〜１．０％、
Ｎｉ：０．０１〜１．０％、
Ｃｒ：０．０１〜１．０％、
Ｍｏ：０．０１〜１．０％の１種または２種以上
を含むものである請求項１または２に記載の成形性と母材および溶接熱影響部の疲労特性とを兼備した高強度熱延鋼板である。
【発明の効果】
【００１５】
本発明によれば、成形性を確保しつつ、母材およびＨＡＺの疲労特性がともに優れた高強度熱延鋼板を提供できるようになった。
【図面の簡単な説明】
【００１６】
【図１】実施例のプロセスを説明する図である。
【発明を実施するための形態】
【００１７】
上述したように、本発明者らは、上記先行発明鋼板と同じく、析出炭化物によりフェライトを強化したＤＰ鋼をベースにして、母材の成形性と疲労特性を確保しつつ、ＨＡＺの疲労特性をも改善する方策について検討を重ねてきた。
【００１８】
ここで、ＨＡＺは、溶接金属の近傍に形成されるが、その組織の形態は、溶接金属に近い側から順に、粗粒域、細粒域、２相域もしくは焼戻し域の３領域に分類される。そして、従来のＤＰ鋼においては、上記ＨＡＺの各領域の特性は、一般的に以下のような挙動を示すことが知られている。すなわち、粗粒域では、溶接による加熱時にオーステナイト粒が粗大化するため、溶接後の冷却の際にマルテンサイト化またはベイナイト化して一般に高強度となる。これに対して、細粒域では、溶接による加熱時にオーステナイト粒が微細化するため、溶接後の冷却の際にフェライトや上部ベイナイトが形成されやすくなり、強度が低下して疲労破壊の起点になる。また、２相域もしくは焼戻し域では、焼戻しにより強度が低下し、疲労強度も低下する。
【００１９】
そこで、本発明者らは、先ず、ＨＡＺの疲労特性を改善するための第１の方策として、フェライト中に微細な析出炭化物を分散させることを考えた。これにより、２相域もしくは焼戻し域ではフェライトは強化され、疲労特性を向上させる方向に働く。しかしながら、粗粒域および細粒域では析出炭化物のピンニング作用によりオーステナイト粒が微細化して、フェライトや上部ベイナイトの形成が促進され、マルテンサイトの形成量が不足するうえ、該析出炭化物が炭素を固定してしまうため、マルテンサイト中の固溶Ｃ量が低下するため、疲労特性を却って劣化させる方向に働く。
【００２０】
上記従来技術の（Ｔｉ＋Ｎｂ）添加鋼を例として、より具体的に説明する。（Ｔｉ＋Ｎｂ）添加鋼では、熱延時には、オーステナイト粒が粗大で変態開始点が長時間側にあるが、熱延時の冷却速度が小さいため、フェライト変態を促進させることができ、ＤＰ化が可能である。しかしながら、溶接による加熱時においては、ＨＡＺの粗粒域および細粒域に相当する領域では、（Ｔｉ、Ｎｂ）Ｃのピンニング作用によりオーステナイト粒が微細になり、かつ、ＴｉおよびＮｂがＣを固定するため、オーステナイト中の固溶Ｃ量が低下して、変態開始点が短時間側に移行するため、溶接後の冷却時に、その冷却速度が大きくてもフェライト変態や上部ベイナイト変態が発生しやすい。また、ベイナイトノーズを切ってマルテンサイトが形成されたとしても、固溶Ｃ量に比例するマルテンサイト強度が低くなるため疲労特性が確保できない。
【００２１】
したがって、単にフェライト中に微細な析出炭化物を分散させるだけでは、ＨＡＺの疲労特性を確実かつ十分に改善することができないと判断した。
【００２２】
そこで、本発明者らは、ＨＡＺの疲労特性を確実かつ十分に改善するための第２の方策として、析出炭化物のうち、融点の低いＶ炭化物（ＶＣ）を溶接による加熱時に部分的に固溶させることにより、母材の析出強化と、ＨＡＺの粗粒域および細粒域の焼入れ性とを両立させることを考えた。
【００２３】
より具体的には、上記（Ｔｉ＋Ｎｂ）添加鋼に対して、（Ｔｉ＋Ｎｂ）の一部をＶに置き換えることで、熱延での組織形成挙動を踏襲して母材組織をそのまま維持しつつ、ＨＡＺの疲労特性を以下のメカニズムを利用して改善できると考えた。
【００２４】
すなわち、ＨＡＺの粗粒域および細粒域に相当する領域では、溶接による加熱時に析出炭化物である［Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖ］Ｃ中のＶＣの部分が一部固溶し、オーステナイト粒の微細化作用が小さくなる。また、オーステナイト中へのＶ、Ｃの固溶により焼入れ性が高まり、変態開始点が長時間側に移行するため、溶接後の冷却時におけるフェライトや上部ベイナイトの形成を抑制し、マルテンサイトの形成量が確保される。さらに、固溶Ｃ量の増加によりマルテンサイト自体の強度も向上する。このようにマルテンサイト自体の強度向上とその形成量の確保によりＨＡＺの粗粒域および細粒域の疲労特性が改善されることとなる。
【００２５】
なお、上記メカニズムによるＨＡＺの疲労特性の確実かつ十分な改善を実現するためには、析出炭化物中のＶＣの固溶をより促進する必要があり、そのためには析出炭化物は所定のサイズより小さくなるように微細化する必要がある。
【００２６】
そして、上記思考に基づいて確証実験の実施等さらに検討を進め、本発明を完成するに至った。
【００２７】
以下、まず本発明鋼板を特徴づける組織について説明する。
【００２８】
〔本発明鋼板の組織〕
上述したとおり、本発明鋼板は、上記先行発明鋼板と同様のＤＰ鋼の組織をベースとするものであるが、特に、フェライト中に存在する析出炭化物の平均粒径が、上記先行発明鋼板では６ｎｍ以上に制限されていたのに対し、本願発明鋼板では６ｎｍ未満に制限されている点で相違している。
【００２９】
＜フェライト：５０〜９５％、残部：硬質第２相＞
フェライトが５０％未満、すなわち、硬質第２相（マルテンサイト＋残留オーステナイト）が５０％を超えると、硬質第２相同士が連結することにより伸びＥＬが確保できず、一方、フェライトが９５％を超え、すなわち、硬質第２相が５％に満たないと、引張強度ＴＳが確保できない。好ましくは、フェライト：７０〜９３％、残部：硬質第２相である。
【００３０】
＜フェライト中に存在する析出炭化物の平均粒径：６ｎｍ未満＞
析出炭化物を微細化することにより、析出炭化物中のＶＣの固溶を促進することで、上記メカニズムによるＨＡＺの疲労特性の確実かつ十分な改善を実現するためである。好ましくは、４ｍｎ以下である。
なお、先行発明鋼板ではこの値を６ｎｍ以上に規定することで、母材の疲労特性を改善することとしていたが、本発明鋼板では、母材の疲労強度の改善の度合いは犠牲にしつつも、ＨＡＺの疲労特性を改善することで、母材とＨＡＺの疲労強度をともにバランス良く改善することができる。
【００３１】
＜析出炭化物を構成するＴｉ、ＮｂおよびＶの合計含有量：０．０２％以上＞
析出強化に寄与している炭化物の合金元素の総量を規定したものである。析出強化の度合いは、ｆ／ｒ（ただし、ｆ：析出炭化物分率、ｒ：析出炭化物粒径）に比例するといわれているので、析出炭化物分率ｆに相当するこのパラメータを大きくすることで疲労強度が向上する。好ましくは、０．０３％以上、さらに好ましくは０．０５％以上である。
【００３２】
＜硬質第２相の平均粒径：５μｍ超＞
硬質第２相の平均粒径を５μｍ超に粗大化することが望ましく、これにより、母材の強度−延性バランスは犠牲にしつつも、ＨＡＺについては、炭化物が析出していないマルテンサイト領域を大きくすることで、溶接時の加熱の際にオーステナイト粒を粗大化し、焼入れ性を高めることにより、フェライトや上部ベイナイトの形成を抑制し、疲労特性を改善する。より好ましくは、８μｍ以上である。
【００３３】
〔各相の面積率、フェライト中に存在する析出炭化物の平均粒径、析出炭化物を構成する  Ｔｉ、ＮｂおよびＶの合計含有量、ならびに、硬質第２相の平均粒径の各測定方法〕
ここで、各相の面積率、フェライト中に存在する析出炭化物の平均粒径、析出炭化物を構成するＴｉ、ＮｂおよびＶの合計含有量、ならびに、硬質第２相の平均粒径の各測定方法について説明する。
【００３４】
鋼板中組織の硬質第２相の面積率については、鋼板をレペラ腐食し、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ；倍率１５００倍）観察により、白い領域を硬質第２相（マルテンサイト＋残留オーステナイト）と同定して面積率を測定した。
【００３５】
フェライトの面積率については、各供試鋼板をナイタール腐食し、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ；倍率２０００倍）観察により、フェライト、ベイナイトおよびパーライトの比率を点算法で測定し、フェライトの面積率＝（１００−硬質第２相の面積率）×フェライト分率／（フェライト分率＋ベイナイト分率＋パーライト分率）により算出して求めた。
【００３６】
フェライト中に存在する析出炭化物の平均粒径については、抽出レプリカ法により析出物を抽出し、フェラ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、平均粒径とした。
【００３７】
析出炭化物を構成するＴｉ、ＮｂおよびＶの合計含有量については、抽出残渣分析法により求めた。鋼板の表裏面を０．２ｍｍずつ研削したのち、試料をＡＡ（アセチルアセトン）系電解液中に浸漬して電解を行った。電解終了後、試料表面の析出物をメタノール中で超音波剥離した。電解後の電解液および超音波剥離液を吸引ろ過し、残渣（析出物）を捕集した。フィルターは材質がポリカーボネートのメンブランフィルター（孔径０．１μｍ）を使用した。残渣はフィルターと共に加熱して灰化し、アルカリ溶剤を入れて再度加熱し、残渣を溶融した。次に、酸と水を加えて融成物を溶解した後、水を加えて定容とし、これを分析液とした。ＩＣＰ発光分析装置を用いて分析液中のＶ，Ｎｂ，Ｔｉ量を測定した後、測定結果と電解質量（電解前後の質量差）から、試料中の析出物を構成するＴｉ，Ｎｂ，Ｖの合計含有量を算出した。
【００３８】
硬質第２相の平均粒径については、上記レペラ腐食により硬質第２相と同定した領域を画像解析して円相当直径を求めた。
【００３９】
次に、本発明鋼板を構成する成分組成について説明する。以下、化学成分の単位はすべて質量％である。
【００４０】
〔本発明鋼板の成分組成〕
Ｃ  ：０．０５〜０．２０％
Ｃは強化元素であり、Ｃ量が増加するとフェライトの面積率が低下する。０．０５％未満では必要な強度が得られず、０．２０％を超えると硬質第２相（マルテンサイト＋残留オーステナイト）の面積率が大きくなり過ぎ、ＴＳ−ＥＬバランスが確保できない。好ましくは、０．０６〜０．１５％である。
【００４１】
Ｓｉ：２．０％以下
Ｓｉはフェライトの固溶強化元素としてＴＳ−ＥＬバランスの改善に寄与し、疲労特性改善にも寄与する。しかし、２．０％を超えるとフェライトが強化されすぎ、ＥＬが低下する。好ましくは０．５〜１．７％である。
【００４２】
Ｍｎ：１．０〜２．５％
Ｍｎは脱酸元素として添加され、また固溶強化によりＴＳ−ＥＬバランスの改善に寄与する。しかし、１．０％未満であると脱酸が不十分となりＴＳ−ＥＬバランスが劣化し、２．５％を超えると焼き入れ性が高くなり過ぎフェライトの面積率が低下する。好ましくは１．２〜２．０％である。
【００４３】
Ａｌ：０．００１〜０．１０％、
Ａｌは固溶強化によりＴＳ−ＥＬバランスを改善する効果があり、必要に応じて添加される。しかし、下限値未満ではその効果が得られず、上限値を超えると粒界偏析し粒界破壊を助長してＴＳ−ＥＬバランスを低下させる。
【００４４】
Ｖ  ：０．０００５〜０．１０％、
下記のＴｉおよびＮｂとともにフェライト中に微細な炭化物を形成することで母材の疲労特性を改善する。また、ＨＡＺにおいて、溶接による加熱時に固溶してオーステナイト粒の微細化を抑制し、かつ、固溶Ｃ量および固溶Ｖ量を増加させることで、ＨＡＺの焼入れ性を向上させて強度を高め、ＨＡＺの疲労特性をも改善する。そのため、Ｖは必須の添加元素である。好ましくは０．００２〜０．０８％である。
【００４５】
Ｔｉ：０．０２〜０．２０％、および／または、
Ｎｂ：０．０２〜０．２０％
ＴｉとＮｂはＶと同様、フェライト中に微細な炭化物を形成することで母材の疲労特性を改善する。しかし、それぞれ下限値未満であると析出強化効果が不十分であり、上限値を超えて添加しても特性改善効果が得られない。ＴｉとＮｂは、上記Ｖと異なり選択的な添加元素であり、いずれか一方、または、双方とも添加して用いる。好ましくはそれぞれ０．０５〜０．１５％である。
【００４６】
Ｃ−１２×（Ｖ／５１＋Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３）＞０．０３  ・・・式（１）
この式はＶ、Ｎｂ、Ｔｉにより固定されないフリーＣ量を０．０３％超残存させることを意味する。フリーＣは必要な硬質第２相の面積率の確保に寄与する。左辺の計算値（成分パラメータという。）は０．０５％以上が好ましい。なお、式中の元素記号は当該元素の質量％を意味する。
【００４７】
本発明の鋼は上記成分を基本的に含有し、残部が実質的に鉄および不可避的不純物であり、この不可避的不純物としてはＰ、Ｓ、Ｎ、Ｏ等が含まれるが、その他、本発明の作用を損なわない範囲で、以下の許容成分を添加することができる。
【００４８】
Ｃｕ：０．０１〜１．０％、
Ｎｉ：０．０１〜１．０％、
Ｃｒ：０．０１〜１．０％、
Ｍｏ：０．０１〜１．０％の１種または２種以上
これらの元素は鋼の焼き入れ性を高めることにより、マルテンサイト及び残留オーステナイト以外の組織の形成を抑制する効果があり、必要に応じて添加される。しかし、下限値未満ではその効果が得られず、上限値を超えるとフェライトが脆化し、ＴＳ−ＥＬバランスを低下させる。より好ましくは、それぞれ０．１〜０．５％である。
【００４９】
次に、上記本発明鋼板を得るための好ましい製造方法を以下に説明する。
【００５０】
〔本発明鋼板の好ましい製造方法〕
本発明鋼板は、上記成分組成を満足する鋼材を加熱した後、仕上げ圧延を含む熱間圧延、熱延後の急冷、急冷停止後の緩冷、緩冷後の急冷、巻取りを行って製造する。
【００５１】
［加熱］
熱間圧延前の加熱は１０５０〜１３００℃で行う。この加熱によりオーステナイト単相とし、かつＶ、Ｔｉ、Ｎｂをオーステナイトに固溶させる。加熱温度が１０５０℃未満ではＶ、Ｔｉ、Ｎｂ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℃を超える温度は操業上困難である。加熱温度の好ましい下限は１１００℃、さらに好ましい下限は１１５０℃である。
【００５２】
［熱間圧延］
熱間圧延は、仕上げ圧延温度が８８０℃以上になるように行う。仕上げ圧延温度を低温化しすぎるとフェライト変態が高温で起るようになり、フェライト中の析出炭化物が粗大化するため、一定以上の仕上げ圧延温度が必要である。仕上げ圧延温度は、オーステナイト粒を粗大化してマルテンサイトの粒径を大きくするため、９００℃以上とするのがより好ましい。なお、仕上げ圧延温度の上限は温度確保が難しいため、１０００℃とする。
【００５３】
［熱延後の急冷］
上記仕上げ圧延終了後、２０℃／ｓ以上の冷却速度（第１急冷速度）で急冷し、５８０℃以上６７０℃未満の温度（急冷停止温度）で急冷を停止する。フェライト変態の開始温度を低温化することによりフェライト中に形成される析出炭化物を微細化するためである。冷却速度（第１急冷速度）が２０℃／ｓ未満ではパーライト変態が促進され、または、急冷停止温度が５８０℃未満ではパーライト変態又はベイナイト変態が促進され、いずれも所定の相分率のＤＰ鋼を得るのが困難になり、強度−伸びバランスが低下する。一方、急冷停止温度が６７０℃以上になるとフェライト中の析出炭化物が粗大化してしまい、ＨＡＺの疲労特性が確保できない。急冷停止温度は、好ましくは６００〜６５０℃である。
【００５４】
［急冷停止後の緩冷］
上記急冷停止後、放冷または空冷により１０℃／ｓ以下の冷却速度（緩冷速度）で５〜２０ｓ緩冷する。これによりフェライトの形成を十分に進行させつつ、フェライト中の析出炭化物を適度に微細化させる。冷却速度が１０℃／ｓを超え、または、緩冷時間が５ｓ未満では、フェライトの形成量が不足する。一方、緩冷時間が２０ｓを超えると析出炭化物が粗大化せず、ＨＡＺの疲労特性が確保できない。
【００５５】
［緩冷後の急冷、巻取り］
上記緩冷後、再度２０℃／ｓ以上の冷却速度（第２急冷速度）で急冷し、３００℃以下で巻き取る。残部（第２相）をマルテンサイト＋残留オーステナイトにすることで強度−伸びバランスを改善するためである。冷却速度（第２急冷速度）が２０℃／ｓ未満、または、巻取り温度が３００℃超では、マルテンサイトおよび残留オーステナイト以外の組織が形成され、強度−伸びバランスが低下する。
【実施例】
【００５６】
本発明の効果を確証するため、成分組成および熱延条件を種々変化させて製造した高強度熱延鋼板について、母材およびＨＡＺの機械的特性に及ぼす影響を調査した。下記表１に示す各成分組成からなる供試鋼を真空溶製し、板厚３０ｍｍの供試材とした。この供試材を図１に示すプロセスおよび下記表２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、加熱温度ＨＴに３０ｍｉｎ保持した後、仕上げ圧延温度ＦＤＴ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、第１急冷速度ＲＣＲ１で急冷停止温度Ｔｍまで冷却し、放冷時間（緩冷時間）ｔｍだけ放冷した。なお、放冷中の冷却速度（緩冷速度）ＭＣＲは１０℃／ｓ以下であった。その後、第２急冷速度ＲＣＲ２で巻取り温度ＣＴまで冷却し、３０ｍｉｎ保持した後、炉冷した。
【００５７】
このようにして得られた熱延鋼板（母材相当）について、上記［発明を実施するための形態］の項で説明した測定方法により、各相の面積率、フェライト中に存在する析出炭化物の平均粒径、析出炭化物を構成するＴｉ、ＮｂおよびＶの合計含有量、ならびに、硬質第２相の平均粒径を測定した。
【００５８】
また、上記母材相当の熱延鋼板から表裏面を研削して板厚２ｍｍの板サンプルにしたうえで、ＪＩＳＺ２２４１に準拠して引張試験を実施し、母材の引張強度（ＴＳ）と伸び（ＥＬ）を測定した。
【００５９】
さらに、上記母材相当の熱延鋼板の表裏面を０．２ｍｍずつ研削し、その後、ＪＩＳ Ｚ ２２７５記載の平面曲げ試験によりＳ−Ｎ曲線を作成して疲労限度を求め、それを母材の疲労強度とした。また、母材の疲労強度（ＦＬ）と引張強度（ＴＳ）から母材の疲労限度比（ＦＬ／ＴＳ）を計算した。
【００６０】
次いで、ＨＡＺの細粒域を模擬するため、上記母材相当の熱延鋼板を熱処理シミュレータで９５０℃まで３０℃／ｓの昇温速度で加熱した後、直ちに３０℃／ｓの冷却速度で室温まで冷却して細粒域模擬材とした。
【００６１】
また、ＨＡＺの焼戻し域を模擬するため、上記母材相当の熱延鋼板を熱処理シミュレータで７００℃まで３０℃／ｓの昇温速度で加熱した後、直ちに３０℃／ｓの冷却速度で室温まで冷却して焼戻し域模擬材とした。
【００６２】
そして、これら細粒域模擬材と焼戻し域模擬材については、上記母材相当の熱延鋼板と同様にして疲労試験を行ったが、疲労限度が存在しなかったため、２×１０６回で未破断となる時間強度を疲労強度とした。
【００６３】
これらの測定結果を表３に示す。
【００６４】
【表１】
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【００６５】
【表２】
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【００６６】
【表３】
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【００６７】
これらの表に示すように、本発明鋼板である、鋼Ｎｏ．１〜６、１１、１５〜１７、２０、２３〜２６はいずれも、本発明の成分組成の範囲を満足する鋼種を用い、推奨の熱延条件で製造した結果、本発明の組織規定の必須要件をすべて充足しており、母材の強度−伸びバランスを確保しつつ、母材およびＨＡＺの疲労特性をも兼備した高強度熱延鋼板が得られた。
【００６８】
これに対し、比較鋼である、鋼Ｎｏ．７〜１０、１２〜１４はいずれも、本発明で規定する成分組成の要件を満足しない鋼種を用いたため、推奨の熱延条件で製造しているものの、母材の強度−伸びバランス、ならびに、母材およびＨＡＺの疲労特性の少なくともいずれかの特性が劣っている。
【００６９】
また、別の比較鋼である、鋼Ｎｏ．１８、１９、２１、２２はいずれも、本発明の成分組成の範囲を満足する鋼種を用いたものの、推奨の熱延条件を外れた条件で製造した結果、本発明の組織の要件を充足せず、やはり、母材の強度−伸びバランス、ならびに、母材およびＨＡＺの疲労特性の少なくともいずれかの特性が劣っている。
【図１】
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