(57)【要約】【課題】  伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度熱延鋼板を提供する。【解決手段】  酸可溶Ａｌ：０．００５質量％以下、酸可溶Ｔｉ：０．００８質量％未満、ＣｅもしくはＬａの１種または２種の合計：０．０００５〜０．０４質量％以上、更にＮｂを下記式を満足するように含有する鋼であり、−０．２５≦Ｎｂ−（９３／１２）×Ｃ−（９３／１４）×Ｎ−（９３／３２）×Ｓ≦０．４その鋼中には平均の酸化物系介在物組成でＣｅ酸化物もしくはＬａ酸化物の１種または２種の合計が１０〜９０質量％、Ｔｉ酸化物が３０質量％以下、Ａｌ2Ｏ3が５０質量％以下、ＳｉＯ2が５〜６０質量％の範囲の介在物を含み、１０μｍ以上のＴｉＮを２００個／ｃｍ2以下としたことを特徴とする伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度熱延鋼板。【選択図】  なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０．０３〜０．１５質量％、Ｓｉ：０．０５〜１．５質量％、Ｍｎ：１．０〜３．０質量％、Ｐ：０．０５質量％以下、Ｓ：０．０１質量％以下、Ｎ：０．０００５〜０．０１質量％、酸可溶Ａｌ：０．００５質量％以下、酸可溶Ｔｉ：０．００８質量％未満、ＣｅもしくはＬａの１種または２種の合計：０．０００５〜０．０４質量％以上、更にＮｂを下記式を満足するように含有し、
−０．２５≦Ｎｂ−（９３／１２）×Ｃ−（９３／１４）×Ｎ−（９３／３２）×Ｓ≦０．４
残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼であり、その鋼中には平均の酸化物系介在物組成でＣｅ酸化物もしくはＬａ酸化物の１種または２種の合計が１０〜９０質量％、Ｔｉ酸化物が３０質量％以下、Ａｌ2Ｏ3が５０質量％以下、ＳｉＯ2が５〜６０質量％の範囲の介在物を含み、１０μｍ以上のＴｉＮを２００個／ｃｍ2以下としたことを特徴とする伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度熱延鋼板。
【請求項２】
Ｃ：０．０３〜０．１５質量％、Ｓｉ：０．０５〜１．５質量％、Ｍｎ：１．０〜３．０質量％、Ｐ：０．０５質量％以下、Ｓ：０．０１質量％以下、Ｎ：０．０００５〜０．０１質量％、酸可溶Ａｌ：０．００５質量％以下、酸可溶Ｔｉ：０．００８質量％未満、ＣｅもしくはＬａの１種または２種の合計：０．０００５〜０．０４質量％以上、更にＮｂを下記式を満足するように含有し、
−０．２５≦Ｎｂ−（９３／１２）×Ｃ−（９３／１４）×Ｎ−（９３／３２）×Ｓ≦０．４
残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼であり、その鋼中には酸化物系介在物の個数割合で５０％以上が、球状と紡錘状の何れか一方、または双方の介在物を含み、１０μｍ以上のＴｉＮを２００個／ｃｍ2以下としたことを特徴とする伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度熱延鋼板。
【請求項３】
Ｃ：０．０３〜０．１５質量％、Ｓｉ：０．０５〜１．５質量％、Ｍｎ：１．０〜３．０質量％、Ｐ：０．０５質量％以下、Ｓ：０．０１質量％以下、Ｎ：０．０００５〜０．０１質量％、酸可溶Ａｌ：０．００５質量％以下、酸可溶Ｔｉ：０．００８質量％未満、ＣｅもしくはＬａの１種または２種の合計：０．０００５〜０．０４質量％以上、更にＮｂを下記式を満足するように含有し、
−０．２５≦Ｎｂ−（９３／１２）×Ｃ−（９３／１４）×Ｎ−（９３／３２）×Ｓ≦０．４
残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼であり、その鋼中には０．５μｍ以上１０μｍ以下の酸化物系介在物が１０００個／ｃｍ2以上、１０００００個／ｃｍ2以下存在し、１０μｍ以上のＴｉＮを２００個／ｃｍ2以下としたことを特徴とする伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度熱延鋼板。
【請求項４】
Ｃｕ：０．２〜２．０質量％、Ｎｉ：０．１〜１．０質量％を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載の伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度熱延鋼板。
【請求項５】
鋼板中のベイニティック・フェライト相の面積率が８０〜１００％であることを特徴とする請求項１〜４のいずれかに記載の伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度熱延鋼板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度熱延鋼板に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
自動車部品の内、特に足回り系と呼ばれるフレーム類やアーム類などには高強度熱延鋼板が広く用いられている。これらの部品には、走行中の振動に対する耐久性の観点から高い疲労特性が要求される。こうした要求に対しては幾つかの鋼板が提案されている。例えば、特許文献１にはフェライト相とマルテンサイト相の複合組織鋼板中に微細なＣｕの析出または固溶体を分散させた鋼板（一般にＤＰ鋼板と呼称される）が提案されている。
【０００３】
こうしたＤＰ鋼板は、強度と延性のバランスや疲労特性には優れるものの、穴広げ試験で評価される伸びフランジ性には劣ることが知られている。その理由の一つは、ＤＰ鋼板は軟質なフェライト相と硬質なマルテンサイト相の複合体であるため、穴広げ加工時に両相の境界部が変形に追随できず破断の起点になり易いからであると考えられる。
【０００４】
これに対して伸びフランジ性にも疲労特性にも優れた熱延鋼板の提案がなされている。特許文献２がその一例で、鋼板の組織をベイナイト相主体とし、構成するその他の相との硬度差を小さくし、更に粗大な炭化物の生成を回避することなどを要旨とする。
【０００５】
【特許文献１】特開平１１−１９９９７３号公報
【特許文献２】特開２００１−２００３３１号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
特許文献２に開示されている様な、鋼板組織をベイナイト相主体とし、粗大な炭化物の生成を抑制した熱延鋼板は、確かに優れた伸びフランジ性を示すものの、Ｃｕを含有したＤＰ鋼板に比べてその疲労特性は必ずしも優れているとは言えない。また、粗大な炭化物を抑制しただけでは厳しい穴広げ加工を行った場合には亀裂の発生を抑制できない。本発明者らの研究によれば、これらの原因は、鋼板中の酸化物と窒化物を主体とする介在物の存在にあることが分かった。繰り返し変形を受けると表層またはその近傍に存在する粗大なクラスター状酸化物や粗大で角張った窒化物の周辺に内部欠陥が発生し、亀裂として伝播することによって疲労特性を劣化させると共に、やはり粗大なクラスター状酸化物と粗大な角状窒化物は穴広げ加工時の割れ発生の起点となり易いためである。したがって、鋼中の酸化物および窒化物系介在物をできる限り微細球状化するか、生成させないことが望ましい。
【０００７】
一般に、鋼の脱酸はＡｌを用いて行われるが、Ａｌ脱酸により生成したアルミナ系介在物はクラスター化し易く粗大な酸化物系介在物として鋼中に残留する。また、鋼板の加工性を確保するために、ＣとＮを固定する目的でＴｉが添加されるが、Ｔｉ添加は鋼板中に粗大で角張った窒化物系介在物であるＴｉＮを生成させる。これら介在物が上記のように疲労特性と伸びフランジ性（穴広げ加工性）を低下させていると考えられる。本発明は、酸化物系と窒化物系介在物の両者について微細球状化制御の視点にたって伸びフランジ性と疲労特性に優れる熱延鋼板を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
このような状況を鑑み、本発明者らは、（i）粗大化し易いアルミナ系介在物と（ii）粗大角状のＴｉＮ系介在物を生成させないために殆どＡｌやＴｉで脱酸することなく、（iii）介在物がクラスター化して粗大にならず、且つ（iv）割れ発生の起点になり難い球状介在物へと改質する脱酸方法、および（v）疲労特性を劣化させない添加元素の解明を中心に鋭意研究を進め、更に化学成分や製造方法にも検討を加えて本発明を完成させた。
【０００９】
その要旨は以下の通りである。すなわち、
（１）  Ｃ：０．０３〜０．１５質量％、Ｓｉ：０．０５〜１．５質量％、Ｍｎ：１．０〜３．０質量％、Ｐ：０．０５質量％以下、Ｓ：０．０１質量％以下、Ｎ：０．０００５〜０．０１質量％、酸可溶Ａｌ：０．００５質量％以下、酸可溶Ｔｉ：０．００８質量％未満、ＣｅもしくはＬａの１種または２種の合計：０．０００５〜０．０４質量％以上、更にＮｂを下記式を満足するように含有し、
−０．２５≦Ｎｂ−（９３／１２）×Ｃ−（９３／１４）×Ｎ−（９３／３２）×Ｓ≦０．４
残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼であり、その鋼中には平均の酸化物系介在物組成でＣｅ酸化物もしくはＬａ酸化物の１種または２種の合計が１０〜９０質量％、Ｔｉ酸化物が３０質量％以下、Ａｌ2Ｏ3が５０質量％以下、ＳｉＯ2が５〜６０質量％の範囲の介在物を含み、１０μｍ以上のＴｉＮを２００個／ｃｍ2以下としたことを特徴とする伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度熱延鋼板。
（２）  Ｃ：０．０３〜０．１５質量％、Ｓｉ：０．０５〜１．５質量％、Ｍｎ：１．０〜３．０質量％、Ｐ：０．０５質量％以下、Ｓ：０．０１質量％以下、Ｎ：０．０００５〜０．０１質量％、酸可溶Ａｌ：０．００５質量％以下、酸可溶Ｔｉ：０．００８質量％未満、ＣｅもしくはＬａの１種または２種の合計：０．０００５〜０．０４質量％以上、更にＮｂを下記式を満足するように含有し、
−０．２５≦Ｎｂ−（９３／１２）×Ｃ−（９３／１４）×Ｎ−（９３／３２）×Ｓ≦０．４
残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼であり、その鋼中には酸化物系介在物の個数割合で５０％以上が、球状と紡錘状の何れか一方または双方の介在物を含み、１０μｍ以上のＴｉＮを２００個／ｃｍ2以下としたことを特徴とする伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度熱延鋼板。
（３）  Ｃ：０．０３〜０．１５質量％、Ｓｉ：０．０５〜１．５質量％、Ｍｎ：１．０〜３．０質量％、Ｐ：０．０５質量％以下、Ｓ：０．０１質量％以下、Ｎ：０．０００５〜０．０１質量％、酸可溶Ａｌ：０．００５質量％以下、酸可溶Ｔｉ：０．００８質量％未満、ＣｅもしくはＬａの１種または２種の合計：０．０００５〜０．０４質量％以上、更にＮｂを下記式を満足するように含有し、
−０．２５≦Ｎｂ−（９３／１２）×Ｃ−（９３／１４）×Ｎ−（９３／３２）×Ｓ≦０．４
残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼であり、その鋼中には０．５μｍ以上１０μｍ以下の酸化物系介在物が１０００個／ｃｍ2以上、１０００００個／ｃｍ2以下存在し、１０μｍ以上のＴｉＮを２００個／ｃｍ2以下としたことを特徴とする伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度熱延鋼板。
（４）  Ｃｕ：０．２〜２．０質量％、Ｎｉ：０．１〜１．０質量％を含有することを特徴とする（１）〜（３）のいずれかに記載の伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度熱延鋼板。
（５）  鋼板中のベイニティック・フェライト相の面積率が８０〜１００％であることを特徴とする（１）〜（４）のいずれかに記載の伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度熱延鋼板。
【発明の効果】
【００１０】
本発明の方法によれば、伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度熱延鋼板を得ることができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１１】
まず、本発明を完成するに至った実験について説明する。
【００１２】
本発明者らは、Ｃ：０．０５質量％、Ｓｉ：０．０５質量％、Ｍｎ：１．５質量％、Ｐ：０．０２質量％以下、Ｓ：０．００１質量％、Ｎ：０．００２質量％を含有し残部がＦｅである溶鋼に対して様々な元素を用いて脱酸を行い、さらに材質確保を目的にＮｂの添加を経て鋼塊を製造した。得られた鋼塊を熱間圧延して４ｍｍの熱延鋼板とした。これらの鋼板を穴広げ試験および疲労試験に供すると共に、鋼板中の介在物粒径分布、形態および平均組成を調査した。その結果、ＡｌとＴｉで殆ど脱酸することなく、ＣｅもしくはＬａの１種または２種を添加して脱酸した鋼板が最も伸びフランジ性と疲労特性に優れること、その理由は上記脱酸により生成した球状酸化物系介在物が鋼板中に微細分散し、且つ粗大な角状ＴｉＮを生成しない結果、繰り返し変形時や穴広げ加工時に介在物が割れ発生の起点や亀裂伝播の経路となり難いためであることを見いだした。これを基に、熱延条件の検討を行って本発明を完成させるに至った。
【００１３】
以下に本発明の限定理由を述べる。まず、化学成分の限定理由について述べる。
【００１４】
Ｃは鋼板の強度を確保するために必須の元素であり、高強度鋼板を得るためには少なくとも０．０３質量％が必要である。しかし、過剰に含まれると、Ｎｂによる炭化物生成や、冷却条件を駆使しても、伸びフランジ特性に好ましくないセメンタイト相の生成が避けられないので０．１５質量％以下とする。
【００１５】
Ｓｉは伸びフランジ性を劣化させることなく強度を確保するのに有効な元素であり、少なくとも０．０５質量％が必要であるが、過剰に含まれると伸びフランジ性に好ましくないポリゴナル・フェライト相を生成しやすくなるのでその上限は１．５質量％とする。
【００１６】
ＭｎはＣ、Ｓｉとともに鋼板の高強度化に有効な元素であり、１．０質量％以上は含有させる必要があるが、３．０質量％を超えて含有させると延性が劣化するため上限を３．０質量％とする。
【００１７】
Ｐは固溶強化元素として有効であるが、偏析による加工性の劣化が懸念されるので０．０５質量％以下にする必要がある。Ｐの下限値は０質量％を含む。
【００１８】
ＳはＭｎＳなどの介在物を形成して伸びフランジ性を劣化させる他、Ｃを炭化物とする目的で含有させるＮｂと結合してその歩留まりを低下させるなどの有害な作用をする。したがって、できるだけ抑制すべきであるが０．０１質量％以下であれば許容される。Ｓの下限値は０質量％を含む。
【００１９】
ＮはＣを炭化物とする目的で含有させるＮｂと結合してその歩留まりを低下させる。よって、できるだけ抑制すべきであるが０．０１質量％以下であれば許容される。一方、０．０００５質量％未満とするにはコストがかかるので０．０００５質量％を下限とする。
【００２０】
酸可溶Ａｌはその酸化物がクラスター化して粗大になり易いため極力抑制することが望ましい。しかしながら、予備的な脱酸材として０．００５質量％までは用いることが許容される。これは、酸可溶Ａｌ濃度が０．００５質量％超になると、介在物中のＡｌ2Ｏ3含有率が５０質量％を超え介在物のクラスター化が起こるためである。クラスター化防止の観点から酸可溶Ａｌ濃度は低い方が良く、下限値は０質量％を含む。また、酸可溶Ａｌ濃度とは、酸に溶解したＡｌ量を測定したもので、溶存Ａｌは酸に溶解し、Ａｌ2Ｏ3は酸に溶解しないことを利用した分析方法である。
【００２１】
酸可溶ＴｉはＣおよびＮを析出物として固定することによって鋼板の加工性を向上させる働きをする。しかし、酸可溶Ｔｉが多くなると、粗大な角状のＴｉＮ系介在物を多量に生成し、伸びフランジ性を大きく低下させる。酸可溶Ｔｉ濃度を変更した鋼板を製造し、鋼板中のＴｉＮ系介在物の粒径評価と鋼板の穴広げ試験を行ったところ、酸可溶Ｔｉ濃度が０．００８質量％以上になると、粒径１０μｍ以上のＴｉＮ系介在物が２００個／ｃｍ2を超え、それと共に伸びフランジ性も大きく低下することを見いだした。このため、酸可溶Ｔｉ濃度は０．００８質量％未満にし、鋼板中の粒径１０μｍ以上のＴｉＮ系介在物の個数密度を２００個／ｃｍ2以下とする必要がある。ここで、伸びフランジ性を低下させるＴｉＮ系介在物の粒径は１０μｍ以上であることから、本発明では粒径１０μｍ以上のＴｉＮ系介在物に着目した。酸可溶Ｔｉの下限値は０質量％を含む。
【００２２】
また、ＮｂはＴｉと同様にＣおよびＮを析出物として固定することによって鋼板の加工性を向上させる働きを有するため、Ｔｉを殆ど添加しない本発明では材質を確保する上で特に重要な元素である。しかし、Ｎｂが必要以上に添加された場合には、ＮｂＮは粒径１０μｍを超えるような粗大な介在物とはならないが、固溶Ｎｂが鋼中に多量に存在するようになり、再結晶温度を上昇させ熱間加工組織が存在し易くなり延性を損ねる。そして、その最適なＮｂ添加量の範囲は、各元素の化学当量を用いて記述される以下の中辺を指標として用いると適切に表すことができる。ここで、以下の中辺は、Ｃ、ＮやＳと結合して炭化物、窒化物、硫化物となっていない固溶Ｎｂ量を意味している。すなわち、この中辺の値が−０．２５未満では延性、伸びフランジ性が劣り、また０．４を超えると延性が劣化する。なお、中辺の値が負となる領域では、固溶Ｎｂ量がなくなり、反対に固溶Ｃ、ＮおよびＳが少量残留することを意味するが、中辺の値が−０．２５以上０以下の範囲であれば、固溶Ｃ、ＮおよびＳは加工性を低下させない。
【００２３】
以上の理由から、
−０．２５≦Ｎｂ−（９３／１２）×Ｃ−（９３／１４）×Ｎ−（９３／３２）×Ｓ≦０．４
の関係を満たすように限定する。
【００２４】
Ｃｅ、Ｌａは溶鋼中に存在するクラスター状、又は角状の粗大なＡｌ2Ｏ3−Ｔｉ酸化物（例えば、ＴｉＯ2、Ｔｉ2Ｏ3）−ＳｉＯ2系介在物を改質し、微細球状で疲労特性や穴広げ性に良好なＣｅ酸化物（例えば、Ｃｅ2Ｏ3、ＣｅＯ2）−Ｌａ酸化物（例えば、Ｌａ2Ｏ3、ＬａＯ2）−Ａｌ2Ｏ3−Ｔｉ酸化物−ＳｉＯ2系介在物にする効果を有している。このような介在物改質効果を得るためには、ＣｅもしくはＬａの１種または２種の合計濃度を０．０００５質量％以上０．０４質量％以下にする必要がある。ＣｅもしくはＬａの１種または２種の合計濃度が０．０００５質量％未満では、Ａｌ2Ｏ3−Ｔｉ酸化物−ＳｉＯ2系介在物を改質できず、０．０４質量％超ではＡｌ2Ｏ3−Ｔｉ酸化物−ＳｉＯ2系介在物が還元され殆どＣｅ酸化物やＬａ酸化物になり、制御したい複合介在物となり難い。
【００２５】
また、選択元素として、Ｃｕ、Ｎｉが挙げられる。
【００２６】
Ｃｕは、固溶強化元素または析出強化元素として鋼板の高強度化に利用できるため、上記の元素に加えて、さらに添加することで疲労強度を一層向上させることができるため、好ましい。しかし、０．２質量％以上を添加しないとその効果は少なく、コスト上昇を招くのみであるので添加する場合には０．２質量％を下限値とすることが好ましい。一方、２．０質量％を超えて含有させると熱延後の鋼板表面性状を悪化させるので２．０質量％を上限とすることが好ましい。
【００２７】
Ｎｉは上記Ｃｕによる熱延表面性状悪化を緩和する効果があり、Ｃｕの半分程度を目安に添加することが望ましい。したがって、その下限値は０．１質量％である。一方、１．０質量％を超えて添加してもその効果は飽和し、コストの上昇につながるだけなので、１．０質量％を上限とすることが好ましい。
【００２８】
次に、鋼板中における酸化物系介在物の存在条件について述べる。
【００２９】
伸びフランジ性と疲労特性に優れた鋼板を得るためは、鋼板中の酸化物系介在物は、割れ発生の起点や割れ伝播の経路となり難いように、球状で微細に分散していることが重要である。本発明の鋼板における酸化物系介在物の平均組成、形態および粒径分布を調査した。
【００３０】
介在物の平均組成は、ランダムに選んだ複数個（例えば２０個程度）の介在物を組成分析し、平均濃度を算出することにより求めることができる。
【００３１】
その結果、酸化物系介在物の平均組成でＣｅ酸化物もしくはＬａ酸化物の１種または２種の合計が１０〜９０質量％、Ｔｉ酸化物が３０質量％以下、Ａｌ2Ｏ3が５０質量％以下、ＳｉＯ2が５〜６０質量％の範囲となるように組成制御された鋼板では、伸びフランジ性と疲労特性が向上することが判明した。
【００３２】
平均組成でＣｅ酸化物もしくはＬａ酸化物の１種または２種の合計が１０質量％未満では、ＣｅやＬａ添加による介在物改質効果が小さく、反対にＣｅ酸化物もしくはＬａ酸化物の１種または２種の合計が９０質量％超では、過改質となり、何れの場合も酸化物系介在物は微細球状化しないため、平均組成でＣｅ酸化物もしくはＬａ酸化物の１種または２種の合計の下限値は１０質量％、上限値は９０質量％とした。
【００３３】
また、平均組成でＴｉ酸化物が３０質量％超では、同時に粗大な角状のＴｉＮ系介在物が２００個／ｃｍ2超生成し伸びフランジ性が低下するため、Ｔｉ酸化物の上限値を３０質量％とした。下限値は０質量％を含む。
【００３４】
さらに、酸化物系介在物中にはＡｌ2Ｏ3を含有しないことが微細球状化の点から好ましいが、Ａｌ予備脱酸や耐火物溶損の影響により酸化物系介在物中のＡｌ2Ｏ3含有率が高くなることがある。この場合、平均組成で酸化物系介在物中には５０質量％以下に限ってＡｌ2Ｏ3が混入しても良く、下限値は０質量％を含む。これは、酸化物系介在物中のＡｌ2Ｏ3含有率が５０質量％を超えると、ＣｅやＬａによる改質効果が損なわれ、酸化物系介在物のクラスター化が進行してしまうためである。
【００３５】
また、ＳｉＯ2介在物は比較的球状化し易い酸化物であるが、平均組成でＳｉＯ2が５質量％未満になると、ＣｅやＬａを添加しても介在物改質効果が得られ難くなる。反対に、平均組成でＳｉＯ2が６０質量％超になると、それに対応してＳｉ濃度は１．５質量％超となり伸びフランジ性が低下する。このため、平均組成で酸化物系介在物中のＳｉＯ2濃度は５〜６０質量％とした。
【００３６】
なお、本発明において上記組成の酸化物以外にスラグや耐火物などから混入する不可避的不純物酸化物は許容される。
【００３７】
介在物の形態は、ランダムに選んだ複数個の介在物を光学顕微鏡で観察することができる。例えば、ランダムに選んだ１００個の介在物を光学顕微鏡の１００倍と１０００倍で観察し、球状、紡錘状、クラスター状とその他に分類し、球状と紡錘状の個数割合を求めることが推奨される。その結果、球状と紡錘状の何れか一方、または双方の介在物の個数割合が５０％以上の鋼板では、伸びフランジ性と疲労特性が向上することが判明した。球状と紡錘状の何れか一方、または双方の介在物の個数割合が５０％未満では、角状およびクラスター状の介在物が相対的に増え、伸びフランジ性と疲労特性が低下するため、その下限値を５０％とした。尚、上限値は１００％とする。
【００３８】
介在物の粒径分布は、光学顕微鏡（例えば１００倍と１０００倍）で介在物を観察して、その粒径を測定することができる。ここで粒径とは、円相当直径を意味している。
【００３９】
介在物の粒径については、伸びフランジ性に有害な１０μｍを超える大型介在物が減少すると、０．５μｍ以上１０μｍ以下の介在物個数が増加し、このサイズの介在物個数が伸びフランジ性と良く対応するため、０．５μｍ以上１０μｍ以下に着目した。その結果、０．５μｍ以上１０μｍ以下の酸化物系介在物が１０００個／ｃｍ2以上、１０００００個／ｃｍ2以下存在する鋼板では、伸びフランジ性と疲労特性が向上することが判明した。
【００４０】
０．５μｍ以上１０μｍ以下の酸化物系介在物が１０００個／ｃｍ2未満では、１０μｍを超える伸びフランジ性に有害な大型介在物が鋼板中に観察され、割れ発生の起点となるため、その個数密度の下限値は１０００個／ｃｍ2とした。また、０．５μｍ以上１０μｍ以下の介在物が１０００００個／ｃｍ2超存在する場合には、酸化物系介在物の個数が多過ぎて伸びフランジ性と疲労特性が低下するため、その上限値は１０００００個／ｃｍ2とした。
【００４１】
最後に、鋼板の組織について説明する。
【００４２】
優れた伸びフランジ性を得るためにはベイニティック・フェライトを主相とする組織にすることが好ましい。
【００４３】
鋼板中のベイニティック・フェライト相の面積率は、好ましくは８０％以上、より好ましくは９０％以上、さらにより好ましくは１００％である。また、残部はベイナイト相またはポリゴナル・フェライト相を２０％以下含有することができ、マルテンサイト相が含まれることは極力避けることが望ましい。こうした、鋼板組織制御に加えて介在物を微細球状化して分散させることにより、同時に優れた疲労特性も得られる。
【００４４】
次に、高強度熱延鋼板を製造するための製造条件について述べる。
【００４５】
本発明の成分組成に調整された溶鋼を連続鋳造してスラブを製造し、これを加熱炉に装入して加熱する。熱延前の加熱温度は鋼中のＮｂＣなどを固溶させるため１１５０℃以上とすることが好ましい。これらを固溶させておくことにより、圧延後の冷却過程でポリゴナル・フェライトの生成が抑制され、伸びフランジ性にとって好ましいベイニティック・フェライト相を主体とする組織が得られる。一方、熱延前の加熱温度が１２５０℃を超えるとスラブ表面の酸化が著しくなり、特に粒界が選択的に酸化されることに起因する楔状の表面欠陥がデスケーリング後に残り、それが圧延後の表面品位を損ねるので上限を１２５０℃とすることが好ましい。
【００４６】
上記の温度範囲に加熱された後に、圧延を行うが、その工程の中で仕上げ圧延完了温度は鋼板の組織制御上重要である。仕上げ圧延完了温度の下限値は、基本的にＡｒ3点温度であるが、Ａｒ3点＋５０℃未満で表層部の結晶粒径が大きくなり疲労特性を若干低下させる可能性があるので、より好ましい仕上げ圧延完了温度の下限値はＡｒ3点＋５０℃である。一方、Ａｒ3点＋１５０℃超では伸びフランジ性にとって好ましくないポリゴナル・フェライト相が生成し易くなるので、上限をＡｒ3点＋１５０℃とすることが好ましい。
【００４７】
また、仕上げ圧延後の鋼板の平均の冷却速度を４０℃／秒以上とし、３００〜５００℃の範囲まで冷却することが、ポリゴナル・フェライト相の生成を抑制し、ベイニティック・フェライト相を主体とする組織を得るために重要である。
【００４８】
上記の平均の冷却速度が４０℃／秒未満ではポリゴナル・フェライト相が生成しやすくなり好ましくない。一方、組織制御の上では冷却速度に上限を設ける必要はないが、余りに速い冷却速度は鋼板の冷却を不均一にするおそれがあり、またそうした冷却を可能にするような設備の製造には多額の費用が必要となり、そのことで鋼板の価格上昇を招くと考えられる。このような観点から、冷却速度の上限は１００℃／秒とするのが好ましい。
【００４９】
また、冷却停止温度が３００℃未満になると伸びフランジ性に好ましくないマルテンサイト相が生成するので、下限を３００℃とする。従って、巻き取り温度は伸びフランジ性を極端に悪化させるマルテンサイト相の生成を抑制するため３００℃以上とすることが好ましい。
【００５０】
一方、冷却停止温度が５００℃超ではポリゴナル・フェライト相の生成が抑制できず、またＣｕを含有している鋼ではフェライト相中にＣｕが局在的に析出して疲労特性向上効果を低下させるおそれがあるので５００℃以下とすることが好ましい。従って、５００℃以下で巻き取ることにより、その後の冷却過程でＮｂＣが析出し、フェライト相中の固溶Ｃ量を大幅に減少させ、伸びフランジ性の向上をもたらす。
【実施例】
【００５１】
以下、本発明の実施例について説明する。
【００５２】
表１に化学成分を示す鋼のスラブを表２に示す条件にて熱間圧延し、厚さ３．２ｍｍの熱延板を得た。このようにして得られた鋼板の強度、延性、伸びフランジ性、断面組織、疲労限度比、および介在物の粒径分布、形態、平均組成を調べた。その結果を鋼と条件の組み合わせ毎に表３に示す。強度と延性は、圧延方向と平行に採取したＪＩＳ５号試験片の引張試験により求めた。伸びフランジ性は、１５０ｍｍ×１５０ｍｍの鋼板の中央に開けた直径１０ｍｍの打ち抜き穴を６０°の円錐パンチで押し広げ、板厚貫通亀裂が生じた時点での穴径Ｄ（ｍｍ）を測定し、穴広げ値λ＝（Ｄ−１０）／１０で求めたλで評価した。また、疲労特性を表す指標として用いた疲労強度比は、ＪＩＳ  Ｚ  ２２７５に準拠した方法で求めた２×１０6回時間強さ（σW）を、鋼板の強度（σB）で除した値（σW／σB）で評価した。
【００５３】
なお、試験片は同規格に規定の１号試験片であり、平行部が２５ｍｍ、曲率半径Ｒが１００ｍｍ、原板（熱延板）の両面を等しく研削した厚さ３．０ｍｍのものを用いた。
【００５４】
さらに、介在物は光学顕微鏡による１００倍と１０００倍の観察を行い、ランダムに選んだ１００個の介在物について粒径と形態を測定した。さらに、走査型電子顕微鏡の定量分析機能を用いて、ランダムに選んだ２０個の介在物について組成分析を実施した。
【００５５】
表３から明らかなように、本発明の方法を用いれば、鋼板中に球状介在物が微細分散し、その結果強度、延性、伸びフランジ性および疲労特性に優れた鋼板を得ることができる。
【００５６】
【表１】
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【００５７】
【表２】
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【００５８】
【表３】
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