(57)【要約】【課題】  鋼板の加工硬化性を向上させることにより、成形加工部分の強度（硬度）を、浸炭、窒化などの後処理なしに上昇させて部品強度を著しく向上させることを可能とする加工硬化性に優れた熱延鋼板を、その有利な製造方法とともに提供する。【解決手段】  鋼組成が、質量％で、Ｃ：０.０１〜０.１％、Ｓｉ：０.００５〜１.０％、Ｍｎ：０.２〜２.５％、Ｐ：０.００５〜０.０５％、Ｓ：０.０１％以下、Ａｌ：０.００１〜０.１％、Ｎ：０.００７〜０.０２％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、鋼組織が、フェライトからなる主相と、パーライト、ベイナイト、マルテンサイトのうちから選ばれた１種または２種以上からなる第二相とで構成され、該第二相は体積分率３〜３０％、平均径５μｍ以下のものであり、かつ該第二相の平均硬度の前記主相の平均硬度に対する比が３.０以下である加工硬化性に優れた熱延鋼板。【選択図】          図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
鋼組成が、質量％で、Ｃ：０.０１〜０.１％、Ｓｉ：０.００５〜１.０％、Ｍｎ：０.２〜２.５％、Ｐ：０.００５〜０.０５％、Ｓ：０.０１％以下、Ａｌ：０.００１〜０.１％、Ｎ：０.００７〜０.０２％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、鋼組織が、フェライトからなる主相と、パーライト、ベイナイト、マルテンサイトのうちから選ばれた１種または２種以上からなる第二相とで構成され、該第二相は体積分率３〜３０％、平均径５μｍ以下のものであり、かつ該第二相の平均硬度の前記主相の平均硬度に対する比が３.０以下であることを特徴とする加工硬化性に優れた熱延鋼板。
【請求項２】
前記鋼組成がさらに、質量％で、Ｃｒ：１.０％以下、Ｍｏ：１.０％以下、Ｎｉ：１.０％以下のうちから選ばれた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記載の加工硬化性に優れた熱延鋼板。
【請求項３】
前記鋼組成がさらに、質量％で、Ｔｉ：０.１％以下、Ｎｂ：０.１％以下、Ｖ：０.１％以下のうちから選ばれた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または２に記載の加工硬化性に優れた熱延鋼板。
【請求項４】
前記鋼組成をなすＮの一部または全部が固溶Ｎであり、該固溶Ｎ量が質量％で０.００７％以上であることを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載の加工硬化性に優れた熱延鋼板。
【請求項５】
請求項１〜３のいずれかに記載される鋼組成になる鋼素材を、加熱後粗圧延に次いで仕上げ圧延し、該仕上げ圧延終了後３秒以内の時点から冷却速度２０〜１００℃/sで６００℃以下まで冷却した後、４００〜６００℃で巻き取り、該巻き取り後は巻き取り温度から３００℃までの平均冷却速度を３℃/分以下とすることを特徴とする加工硬化性に優れた熱延鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、加工硬化性に優れた熱延鋼板およびその製造方法に関し、詳しくは、自動車の駆動系部品、とくにスピニング加工やフローフォーミング加工などの回転しごき加工に代表される加工度の大きい加工方法により成形される部品の素材に適用し、加工後の特別な後処理なしに効果的に部品強度を高めることができる、加工硬化性に優れた熱延鋼板およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
従来、自動車駆動系部品の中で、クラッチハブ、キャリア、等の軸対象の回転体部品は、形状が複雑なために、鋳造、鍛造部品あるいはプレス部品や棒鋼を切削した部品などを個別形成し、電子ビーム溶接による一体化によって製造されていた。しかし、これらの製造方法では、部品点数が多く、製造コストおよび在庫管理コストが膨大となっていた。
近年、このような部品に対し製造コストの低減を狙って、鋼板を用いた一体成形化が積極的に行われ、ドライブプレート一体型リングギアなどの比較的形状の易しい部品においてはプレス成形で製造されている。しかし、部品の中で部分的に板厚を厚くしたり、あるいは薄くしたり、それらを複数施すような極めて複雑な部品に対しては展開が遅れていたが、回転しごき加工技術の進歩により、最近では一体成形が可能となりつつある。このような加工は、極めて加工度が高い。また、回転しごき加工では、部品形状に加工後に、加工硬化による成形部分の硬さ増加を部品としての特性として見込むため、十分な加工硬化特性を有することも同時に要求される。また、耐摩耗性が要求される用途などにおいては、さらに浸炭、窒化処理を施して硬度を高める場合がある。
【０００３】
これまで、加工硬化性向上を狙った熱延鋼板の技術については、鋼板をフェライトとマルテンサイトの複合組織化することによる技術（例えば特許文献１〜３など）がある。
しかしながら、これら技術は、一般的なプレス成形加工を前提としたものであり、回転しごき加工のような極度の加工を想定したものではない。とくにこれら鋼板のように軟質なフェライト相に硬質のマルテンサイトを島状に分布させた組織形態では、高加工度の成形には耐えられないものと考えられる。
【０００４】
さらには、特にこのような高加工度の成形に対し、十分な加工硬化率が求められる場合にいたっては、従来技術では十分に満足する素材を供給する技術が明確とされていないのが現状である。
一方、回転しごき加工性に優れた熱延鋼板としては、特許文献４、５があるものの、これらに対し、さらに加工性の向上が望まれていた。
【特許文献１】特開昭５６−２９６２６号公報
【特許文献２】特公昭５６−１１７４１号公報
【特許文献３】特公昭６１−１１２９１号公報
【特許文献４】特開２００４−１１０１７号公報
【特許文献５】特開２００４−１１０１６号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
本発明は上記の問題を解決する手段として、鋼板の加工硬化性を向上させることにより、成形加工部分の強度（硬度）を、浸炭、窒化などの後処理なしに上昇させて部品強度を著しく向上させることを可能とする加工硬化性に優れた熱延鋼板を、その有利な製造方法とともに提供するものである。
【課題を解決するための手段】
【０００６】
発明者らは、上記の目的を達成するために、鋭意研究を重ねた結果、鋼板の化学組成を所定の範囲内に制限したうえで、フェライト主相の鋼組織中の第二相であるパーライト、ベイナイトあるいはマルテンサイトの平均径と体積分率を制御し、適正に分散させたうえで、フェライト相と第２相の硬度比を適正範囲内とすることにより熱延鋼板の加工硬化性を著しく高めることを可能とした。
【０００７】
本発明は上記知見に立脚するものである。すなわち、本発明の要旨構成は以下の通りである。
（発明項１）  鋼組成が、質量％で、Ｃ：０.０１〜０.１％、Ｓｉ：０.００５〜１.０％、Ｍｎ：０.２〜２.５％、Ｐ：０.００５〜０.０５％、Ｓ：０.０１％以下、Ａｌ：０.００１〜０.１％、Ｎ：０.００７〜０.０２％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、鋼組織が、フェライトからなる主相と、パーライト、ベイナイト、マルテンサイトのうちから選ばれた１種または２種以上からなる第二相とで構成され、該第二相は体積分率３〜３０％、平均径５μｍ以下のものであり、かつ該第二相の平均硬度の前記主相の平均硬度に対する比が３.０以下であることを特徴とする加工硬化性に優れた熱延鋼板。
（発明項２）  前記鋼組成がさらに、質量％で、Ｃｒ：１.０％以下、Ｍｏ：１.０％以下、Ｎｉ：１.０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする発明項１記載の加工硬化性に優れた熱延鋼板。
（発明項３）  前記鋼組成がさらに、質量％で、Ｔｉ：０.１％以下、Ｎｂ：０.１％以下、Ｖ：０.１％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする発明項１または２に記載の加工硬化性に優れた熱延鋼板。
（発明項４）  前記鋼組成をなすＮの一部または全部が固溶Ｎであり、該固溶Ｎ量が質量％で０.００７％以上であることを特徴とする発明項１〜３のいずれかに記載の加工硬化性に優れた熱延鋼板。
（発明項５）  発明項１〜３のいずれかに記載される鋼組成になる鋼素材を、加熱後粗圧延に次いで仕上げ圧延し、該仕上げ圧延終了後３秒以内の時点から冷却速度２０〜１００℃/sで６００℃以下まで冷却した後、４００〜６００℃で巻き取り、該巻き取り後は巻き取り温度から３００℃までの平均冷却速度を３℃/分以下とすることを特徴とする加工硬化性に優れた熱延鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【０００８】
本発明によれば、自動車の駆動系部品に用いられる、薄鋼板を素材としてスピニング加工やフローフォーミング加工などの回転しごき加工に代表される加工度の大きい加工方法により成形される部品において、加工後の後処理なしに効果的に部品強度を高めることができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【０００９】
以下に、本発明における鋼組成の限定理由について具体的に述べる。なお、成分含有量の単位は質量％とし、％と略記する。
Ｃ：０.０１〜０.１％
Ｃは、鋼を強化するにあたり重要な元素であるとともに、パーライト、ベイナイト、マルテンサイトの１種または２種以上からなる第二相を形成する。Ｃ含有量が０.０１％未満では、第二相の体積分率が３％未満となり効果が得られない。一方、０.１％を超える場合、第二相の体積分率が３０％を超えてしまい、加工時に第二相同士が連結し割れが生じ易くなり十分な加工性が得られない。したがって、Ｃ含有量は０.０１〜０.１％とする。
【００１０】
Ｓｉ：０.００５〜１.０％
Ｓｉは、フェライトの生成を促進し、第二相の体積分率を低減するとともに第二相平均
径を減少させる元素である。Ｓｉ含有量が０.００５％に満たない場合は第二相平均径が大きくなり、１.０％を超えると、第二相の体積分率が小さくなりすぎるとともに、鋼中の固溶Ｎと結合して析出物を形成しボイドの起点となるため、加工性を低下させる。したがって、Ｓｉ含有量は０.００５〜１.０％とする。より好ましくは、０.００５〜０.４％である。
【００１１】
Ｍｎ：０.２〜２.５％
Ｍｎは、熱間脆化の防止ならびに強度確保のため添加する元素であり、０.２％未満ではその効果に乏しく、２.５％を超えると加工性の劣化を招く。したがってＭｎ含有量は０.２〜２.５％とする。より好ましくは、０.２〜２.０％である。
Ｐ：０.００５〜０.０５％
Ｐは、所望の強度に応じて添加され、フェライトの生成を促進し、第二相の体積分率を低減するとともに第二相平均径を減少させる元素であるが、Ｐ含有量が０.００５％に満たない場合はこの効果に乏しく、０.０５％を超えるとＰ偏析に起因したバンド組織が顕著となり延性が低下するため加工性が劣化する。したがってＰ含有量は０.００５％以上０.０５％以下とする。
【００１２】
Ｓ：０.０１％以下
Ｓは、Ｍｎと結合してＭｎＳを形成し局部延性を低下させる元素であり、極力低減させることが好ましいが、０.０１％までは許容できる。０.０１％を超えると加工性を大幅に劣化するため、Ｓ含有量は０.０１％以下とする。なお、Ｓ含有量を０.０００２％未満とするのは現在では技術的に困難であり、実質的なＳ量の下限は０.０００２％となる。
【００１３】
Ａｌ：０.００１〜０.１％
Ａｌは、脱酸剤として酸化物系の介在物を低減し局部延性を向上させる重要な元素であるが、０.００１％未満ではその効果に乏しく、０.１％を超えて多量に添加してもそれ以上の効果は望めないばかりか表面性状を劣化させるとともに、固溶Ｎを析出物として固定して加工硬化性を劣化させてしまう。したがってＡｌ含有量は０.００１〜０.１％とする。
【００１４】
Ｎ：０.００７〜０.０２％
Ｎは、本発明において極めて重要な元素である。加工硬化性を向上させるためには０.００７％以上の含有量が必要である。一方、０.０２％を超えるとＡｌＮ形成のため成形性を低下させるとともに室温時効による特性の劣化を招く。したがってＮ含有量は０.００７〜０.０２％とする。なお、Ｎが固溶状態で鋼中に存在するのが加工硬化特性を向上させるうえでは好ましい。析出物として存在する場合は分散しているほど好ましい。
【００１５】
なお、本発明では、上記した鋼組成に加え、さらに必要に応じて、次のＡ群および/またはＢ群を含有させることができる。
（Ａ群）Ｃｒ：１.０％以下、Ｍｏ：１.０％以下、Ｎｉ：１.０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
（Ｂ群）Ｔｉ：０.１％以下、Ｎｂ：０.１％以下、Ｖ：０.１％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
Ｃｒ：１.０％以下、Ｍｏ：１.０％以下、Ｎｉ：１.０％以下
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉはいずれも固溶強化により鋼の強度を増加させる元素であるとともに、オーステナイトを安定化するため熱延過程において第二相を形成し易くする効果がある。これらの元素がそれぞれ１.０％を超えて含有すると、第二相分率が大きくなり過ぎるとともに成形性を低下させる。なお、上記効果を得る上では、Ｃｒ、Ｍｏ、ＮｉはそれぞれＣｒは０.１％以上、Ｍｏは０.１％以上、Ｎｉは０.１％以上として、１種あるいは２種以上を含有させることが好ましい。
Ｔｉ：０.１％以下、Ｎｂ：０.１％以下、Ｖ：０.１％以下
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖはいずれも炭化物、窒化物を形成することにより、強度および靭性の向上に寄与するとともに、主相のフェライト相を強化させ主相と第二相の硬度差を低減させる効果がある。これら元素をそれぞれ０.１％を超えて含有すると、成形性を低下させるとともに固溶Ｎを析出物として固定してしまい加工硬化性を低下させる。なお、上記効果を得る上では、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖはそれぞれ、Ｔｉは０.０１％以上、Ｎｂは０.０１％以上、Ｖは０.０１％以上として、１種あるいは２種以上を含有させることが好ましい。
【００１６】
本発明の熱延鋼板は、上記鋼組成になるとともに、鋼組織（以下、単に組織、またはミクロ組織ともいう。）が、フェライトからなる主相と、パーライト、ベイナイト、マルテンサイトのうちから選ばれた１種または２種以上からなる第二相とで構成され、該第二相は体積分率３〜３０％、平均径５μｍ以下のものであり、かつ該第２相の平均硬度の前記主相の平均硬度に対する比が３.０以下である熱延鋼板とする。
【００１７】
ここで、本発明では、対象となる高加工度の成形に耐え得る延性を確保するため、フェライト相を主相とする。ここで主相であるフェライト相の体積分率は、第二相の体積分率との関係で、７０％〜９７％である。
また、第二相は、相界面からの転位増殖による加工硬化の促進と材料強度の調整のため、パーライト、ベイナイト、マルテンサイトのうちから選ばれた１種または２種以上からなるものとする。
【００１８】
第二相は、その界面が加工時の転位の生成源として働くため加工硬化性の向上に有効であるとともに、しごき加工が加わる際には凝着を抑制する役割を有している。第二相の体積分率が３％未満の場合、その効果が十分得られず、一方、体積分率が３０％を超えるような場合、加工時に第二相同士が連結してマイクロクラックが発生し、割れを生じる。また、第二相の平均径が５μｍを超えるような粗大な場合、第二相とフェライトとの界面での応力集中が著しくなり加工時にボイドが生成し、大きな加工度の達成が困難になる。
【００１９】
なお、上記第二相の体積分率および平均径は、下記方法により求める。すなわち、熱延鋼板からサンプルを採取し、サンプルの圧延方法に平行な板厚断面を研磨・腐食後、走査型電子顕微鏡にてミクロ組織を倍率：１０,０００倍で撮影し組織を同定するとともに、フェライト相以外の部分を第二相とし、実寸０.０１ｍｍ２の範囲で第二相の体積分率（Ｖs）および平均径（ｄs）の測定を行う。なお、ここで体積分率（Ｖs）は、前記の範囲で第二相の面積分率を測定し、これを体積分率とする。また、平均径は、上記した面積範囲中の第二相結晶粒の個数と第二相の面積から第二相結晶粒の平均面積を求め、これと同一の面積を有する正方形の一辺の長さをもって求める。
【００２０】
一方、第二相の平均硬度の主相（フェライト）の平均硬度に対する比、すなわち（第二相の平均硬度）/（主相の平均硬度）が３.０を超える場合、軟質なフェライトに変形が集中することにより界面からマイクロクラックが発生し、割れを生じる。これを３.０以下とすることにより、第二相も変形することが可能になり大きな加工度を達成できるとともに、元来転位密度の高い第二相が変形することにより加工硬化性を向上させる。
【００２１】
なお、ここで（第二相の平均硬度）/（主相の平均硬度）は下記方法により求める。すなわち、熱延鋼板からサンプルを採取し、このサンプルについて、主相（フェライト）および第二相の硬度を板厚１/４位置でＨｙｓｉｔｒｏｎ社のＴＲＩＢＯＳＣＯＰＥにて測定する。測定は、圧痕サイズをほぼ一定にして行えばよい。具体的には、鋼板表面から板厚１/４位置まで研削し、電解研磨により研削ひずみを除去したのち、圧痕の大きさと比例関係にある圧痕深さ（＝ｃｏｎｔａｃｔ  ｄｅｐｔｈ）が５０±１０ｎｍになるように荷重を調整して硬さを測定する。この時の圧痕の１辺は約３５０ｎｍとなる。各相について２０点を測定し平均化し、それぞれ主相の平均硬度、第二相の平均硬度とする。第二相が２種類以上で構成される場合は各々について２０点を測定しこれらを平均化し第二相の平均硬度とする。これらの測定データから（第二相の平均硬度）/（主相の平均硬度）を算出する。
【００２２】
上記したような組織の制御のみでも加工硬化性は良好であるが、本発明では鋼中に窒素を多量に含有することで、これをさらに向上せしめている。加工硬化は、塑性変形により転位が増殖して転位密度が増大することで転位同士の相互作用が大きくなり、転位の運動の抵抗となるため強度が高くなることである。鋼中の窒素は固溶状態または微細な析出物として存在することにより転位と強い相互作用をたもつために、転位の運動の抵抗となるとともに転位の増殖を促進することで加工硬化能を高めるものである。この点から、本発明では、前記鋼組成をなすＮの一部または全部が固溶Ｎであり、該固溶Ｎ量：０.００７％以上であることが好ましい。
【００２３】
次に、本発明の熱延鋼板を有利に製造する方法について具体的に述べる。
前記鋼組成になる鋼素材は、公知の溶製方法により溶製された溶綱を、公知の連続鋳造法、造塊法などにより鋳造され、スラブなどの形状とされるのが好ましい。この鋼素材を熱延鋼板とするに際し、特にその製造方法は規定しないが、下記の方法に依るのが好ましい。
【００２４】
鋼素材は、加熱炉など通常公知の装置で加熱する。加熱温度は特にこれを規定しないが、１１００〜１３００℃の温度域とすることが好ましい。加熱温度が１１００℃未満ではＮが粗大に析出してしまいボイド発生の起点となり成形性を低下させる場合がある。また１３００℃を超えるとオーステナイト粒径が粗大になり、フェライト変態を遅延させるため、最終製品の成形性を劣化させる場合がある。加熱された鋼素材は粗圧延後、仕上げ圧延を施される。このとき仕上げ圧延終了温度は、特にこれを規定しないが、（Ａｒ３＋１０℃）〜（Ａｒ３＋１００℃）の温度域とするのが好ましい。仕上げ圧延終了温度が（Ａｒ３＋１０℃）に満たない場合には一部に加工組織が残留し、板厚方向での組織が不均一となり成形性を阻害したりする。（Ａｒ３＋１００℃）を超えると、スケール疵などの表面欠陥を生じたりする。
【００２５】
仕上げ圧延終了後は、３秒以内に２０〜１００℃/sの冷却速度で６００℃以下まで冷却することが好ましい。冷却開始までの時間が３秒を超えたり、冷却速度が２０℃/sに満たない場合には、所望の第二相体積分率や第二相平均径を得ることが困難になるとともに、Ｎが析出物として粗大になったり、Ｎが第二相に局在しこれを硬質化し上記した所望の硬度比を確保することができない。また冷却を６００℃よりも高い温度で停止した場合にも同様である。また、冷却速度が１００℃/sを超える場合には第二相の体積分率３０％以下を達成することが困難になる。
【００２６】
なお、本発明の熱延鋼板は、回転しごき加工用熱延鋼板とすることができ、この用途に限定する場合には、その板厚は３ｍｍ以上であることが加工上の観点から好ましく、これに対応して、仕上げ圧延終了後の冷却速度は、２０〜７０℃/sの範囲が好ましい。一方で、板厚が１４ｍｍを超える場合には、上記した冷却速度の達成が困難になるとともに、板厚方向の冷却のムラが生じて材質が不均一となり、最終製品の成形性を低下させる場合があるため、板厚は１４ｍｍ以下であることが好ましい。
【００２７】
次いで、４００〜６００℃の温度域で巻き取ることが好ましい。
巻き取り温度が６００℃を超える場合には、所望の第二相体積分率を得ることが困難になるとともに、Ｎが析出物として粗大になり加工硬化性を低下させる。また、巻取温度が４００℃を下回る場合には、第二相が硬質となり所望の硬度比を得るのが困難になるとともに形状が不安定になるため安定製造が困難になる。
【００２８】
巻き取り後は、巻き取り温度から３００℃までの平均冷却速度を３℃/分以下とすることが好ましい。この平均冷却速度が３℃/分を超えると、第二相が硬質となり、所望の硬度比を得るのが困難になる。なお、３００℃までの平均冷却速度を３℃/分以下とするには、例えば、巻き取る際の鋼帯コイルの大きさ（コイル単重）を調整したり、保温のための容器に封入し、放熱を抑制するなどすればよい。
【実施例】
【００２９】
転炉法で溶製し連続鋳造法で鋳造した表１に示す鋼組成(成分含有量単位は質量％、残部はＦｅおよび不可避的不純物)になる鋳片を、１２５０℃に加熱後、粗圧延に次いで仕上げ圧延した。仕上げ圧延終了温度は８８０℃とした。なお、表１にはＡr３変態点を併記しているが、該Ａr３変態点は、上記と同様の熱間圧延を、実験室にて温度を測定しながら、仕上げ圧延後は放冷として実施し、このとき仕上げ圧延後の冷却速度が変態により変化する点を測定し、Ａr３変態点とした。なお、今回は仕上げ圧延温度８８０℃として圧延し、全鋼種においてＡr３変態点が観察できたが、この方法でＡr３変態点が見出せない場合は、仕上げ圧延温度をさらに高くして実験を行なえばよい。
【００３０】
仕上げ圧延終了後は、表２に示す条件にて、冷却し、次いで巻き取り、さらに冷却した。なお、巻き取り後は空冷とし、巻き取り後の冷却速度はコイル単重を調整して行なった。一部のコイルは巻き取り後に鋼製の容器（保熱ボックス）に密閉して、冷却速度を調整した。その後、酸洗−調質圧延を施し、板厚６.０ｍｍまたは１６．０ｍｍの鋼板を製造した。
【００３１】
これらの鋼板からサンプルを採取し、引張試験および組織同定、第二相体積分率（Ｖs）ならびに第二相の平均径（ｄs）の測定を行った。また各々の相について、硬度を測定し、第２相と主相であるフェライトの平均硬度比を算出した。さらに回転しごき加工を実施し、加工部分について硬度を測定した。それぞれの試験・測定の方法および条件について以下に示す。また、固溶Ｎを定量した結果を表２に示す。なお、固溶Ｎ量は、電解抽出法により熱延鋼板中に窒化物として存在するＮを分析し、その結果を表１のＮ含有量から差し引くことにより求めた。
（１）引張試験
ＪＩＳ５号サイズの引張試験片を圧延方向に対し９０°の方向から採取し、試験片２本について試験を行い、これらの結果の平均値を求めた。
（２）組織同定、第二相の体積分率（Ｖs）および平均径（ｄs）
サンプルの圧延方法に平行な板厚断面を研磨・腐食後、走査型電子顕微鏡にてミクロ組織を倍率：１０,０００倍で撮影し組織を同定するとともに、フェライト相以外の部分を第二相とし、実寸０.０１ｍｍ２の範囲で第二相の体積分率（Ｖs）および平均径（ｄs）の測定を行った。なお、ここで体積分率（Ｖs）は、前記の範囲で第二相の面積分率を測定し、これを体積分率とした。また、平均径は、上記した面積範囲中の第二相結晶粒の個数と第二相の面積から第二相結晶粒の平均面積を求め、これと同一の面積を有する正方形の一辺の長さをもって求めた。
（３）主相と第二相の平均硬度比
主相（フェライト）および第二相の硬度を板厚１/４位置でＨｙｓｉｔｒｏｎ社のＴＲＩＢＯＳＣＯＰＥにて測定した。測定は、圧痕サイズをほぼ一定にして行なった。具体的には、鋼板表面から板厚１/４位置まで研削し、電解研磨により研削ひずみを除去したのち、圧痕の大きさと比例関係にある圧痕深さ（＝ｃｏｎｔａｃｔ  ｄｅｐｔｈ）が５０±１０ｎｍになるように荷重を調整して硬さを測定した。この時の圧痕の１辺は約３５０ｎｍとなる。各相について２０点を測定し平均化し、それぞれ主相の平均硬度、第二相の平均硬度とした。第二相が２種類以上で構成される場合は各々について２０点を測定しこれらを平均化し第二相の平均硬度とした。これらの測定データから（第二相の平均硬度）/（主相の平均硬度）を算出し、平均硬度比とした。
（４）回転しごき加工
図１に示すように、ブランク径２００ｍｍφのサンプル１を成形型２に取り付け、押え治具８で押えて主軸３を回転４させ、サンプル１にロール５を押し付けて成形型２沿いに移動６させる方法で成形を行った。成形体（製品）７の内径は１００ｍｍφとした。初期板厚は６.０ｍｍであるが、しごき成形により４.０ｍｍまで減厚する条件にて実施した。なお、初期板厚１６．０ｍｍのものは、１０．７ｍｍまで減厚した。潤滑にはマシン油を用いた。ロール先端の曲率半径Ｒ＝２ｍｍとし、ロール送り速度＝２００ｍｍ/分とした。
（５）回転しごき加工後の硬度測定
加工後の成形品の加工深さの１/２部分の壁部からサンプルを採取し断面硬度を測定した。硬度は圧下力５００ｇにてビッカース硬度を測定した。加工前の熱延鋼板についても同様に断面硬度を測定し、加工後の硬度から加工前の熱延鋼板の硬度を差し引いて加工硬化量を算出した。
【００３２】
以上の測定結果より得られた、引張特性、第二相の種類、体積分率（Ｖs）、平均径（ｄs）、平均硬度比および回転しごき加工後の加工硬化量の結果を表３に示す。
この結果より、本発明例では、良好な加工硬化性を示すことが確認できた。
【００３３】
【表１】
2005298967.tif 000003
【００３４】
【表２】
2005298967.tif 000004
【００３５】
【表３】
2005298967.tif 000005
【図面の簡単な説明】
【００３６】
【図１】回転しごき加工の成形方法を示す断面図である。
【符号の説明】
【００３７】
１  サンプル
２  成形型
３  主軸
４  回転
５  ロール
６  移動
７  成形体（製品）
８  押え治具
【図１】
2005298967.tif 000006