(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ  ：０．０１〜０．２％、
Ｓｉ：０．０１〜２％、
Ｍｎ：０．０５〜３％、
Ｐ  ≦０．１％、
Ｓ  ≦０．０１％、
Ａｌ：０．００５〜１％、
Ｃｕ：０．２〜２％、
Ｂ  ：０．０００２〜０．００２％、
Ｎｉ：０．１〜１％
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、鋼板強度レベルが７８０Ｍｐａ級であり、穴拡げ率が６２％以上の鋼であって、そのミクロ組織が、体積分率最大の相をフェライトとし、第二相を主にマルテンサイトとする複合組織であり、フェライト平均粒径が２μｍ以上２０μｍ以下、第二相の平均粒径をフェライト平均粒径で除した値が０．０５以上０．８以下、且つ第二相の炭素濃度が０．２％以上２％以下であることを特徴とする、バーリング加工性に優れる複合組織鋼板。
【請求項２】
請求項１に記載の成分を有する鋼片の熱間圧延に際し、Ａｒ3 変態点温度以上Ａｒ3 変態点温度＋１００℃以下で熱間仕上圧延を終了した後、Ａｒ1 変態点温度以上Ａｒ3 変態点温度以下の温度域で１〜２０秒間滞留し、その後、２０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却して、３５０℃以下の巻取温度で巻き取り、そのミクロ組織が、体積分率最大の相をフェライトとし、第二相を主にマルテンサイトとする複合組織であり、フェライト平均粒径が２μｍ以上２０μｍ以下、第二相の平均粒径をフェライト平均粒径で除した値が０．０５以上０．８以下、且つ第二相の炭素濃度が０．２％以上２％以下である鋼板を得ることを特徴とする、バーリング加工性に優れる複合組織鋼板の製造方法。
【請求項３】
前記熱間圧延に際し、粗圧延終了後、高圧デスケーリングを行い、Ａｒ3 変態点温度以上Ａｒ3 変態点温度＋１００℃以下で熱間仕上圧延を終了することを特徴とする、請求項２記載のバーリング加工性に優れる複合組織鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、バーリング加工性に優れた引張強度５４０ＭＰａ以上の複合組織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イール等の穴拡げ加工性と耐久性の両立が求められる素材として好適な、穴拡げ性（バーリング加工性）に優れた複合組織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。ただし、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いる。従って、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。
【０００３】
このような高強度化の要求に対して、これまでは車体重量の１／４程度を占めるホワイトボティーや、パネル類に使用される冷延鋼板の分野において、強度と深絞り性を兼ね備えた鋼板や焼付け硬化性のある鋼板等の開発が進められ、車体の軽量化に寄与してきた。ところが現在、軽量化の対象は車体重量の約２０％を占める構造部材や足廻り部材にシフトしてきており、これらの部材に用いる高強度熱延鋼板の開発が急務となっている。
【０００４】
ただし、高強度化は一般的に成形性（加工性）等の材料特性を劣化させるため、材料特性を劣化させずに如何に高強度化を図るかが高強度鋼板開発の鍵になる。特に構造部材や足廻り部材用鋼板に求められる特性としては、穴拡げ性、疲労耐久性および耐食性等が重要であり、高強度とこれら特性を如何に高次元でバランスさせるかが重要である。
【０００５】
例えば、ロードホイールディスク用鋼板に求められる特性としては、穴拡げ性と疲労耐久性が特に重要視されている。これは、ロードホイールディスクの成形工程の中でもハブ穴成形でのバーリング加工（穴拡げ加工）が特に厳しく、また、ホイールの部材特性で最も厳しい基準で管理されているのが疲労耐久性であるためである。
【０００６】
現在、これらロードホイールディスク用高強度熱延鋼板として、部材での疲労耐久性を重視して疲労特性に優れる５９０ＭＰａ級のフェライト−マルテンサイトの複合組織鋼板（いわゆるＤｕａｌ  Ｐｈａｓｅ鋼）が用いられているが、これら部材用鋼板に要求される強度レベルは、５９０ＭＰａ級から７８０ＭＰａ級へとさらなる高強度化へ向かいつつある。一方、高強度化に伴って穴拡げ性は低下する傾向を示すばかりでなく、複合組織鋼板はその不均一な組織のために穴拡げ性に関しては不利であると言われている。従って、５９０ＭＰａ級で問題とはならなかった穴拡げ性が７８０ＭＰａ級では問題となる可能性がある。
【０００７】
すなわち、ロードホイール等足廻り部品への高強度鋼板の適用にあたっては、疲労耐久性に加えて穴拡げ性も重要な検討課題となる。ところが、疲労耐久性を向上させるためにミクロ組織をフェライト−マルテンサイトの複合組織とし、かつ穴拡げ性にも優れる高強度鋼板について記述した発明は、一部の例外を除いて殆ど見受けられないのが現状である。
【０００８】
例えば特開平５−１７９３９６号公報には、ミクロ組織をフェライトとマルテンサイトまたは残留オーステナイトとして疲労耐久性を確保し、フェライトをＴｉＣやＮｂＣの析出物で強化することで、フェライト粒とマルテンサイト相との強度差を小さくし、フェライト粒への局所的な変形の集中を抑制して穴拡げ性を確保する技術が開示されている。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、ロードホイールのディスク等一部の部品用鋼板においては、バーリング加工性等の成形性と疲労耐久性の高いレベルでのバランス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。また例え両特性が満足されたとしても、安価に安定して製造できる製造方法を提供することが重要であり、上記従来技術では不十分であると言わざるを得ない。
【００１０】
すなわち上記特開平５−１７９３９６号公報は、フェライト粒を析出強化しているために伸びが十分得られないばかりか、製造時にマルテンサイト相の周囲に導入される高密度の可動転位が析出物によって移動を妨げられるため、低降伏比というフェライト−マルテンサイト複合組織特有の特性が得られない。また、Ｔｉ，Ｎｂの添加は製造コストの増加を招くために好ましくない。
【００１１】
そこで本発明は、上記従来技術の課題を有利に解決できる、疲労特性とバーリング加工性（穴拡げ性）に優れた引張強度５４０ＭＰａ以上の熱延鋼板、およびその鋼板を安価に安定して製造できる製造方法を提供することを目的とするものである。
【００１２】
【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、熱延鋼板のバーリング加工性と疲労特性の両立を達成すべく鋭意研究を重ねた。その結果、ミクロ組織が、体積分率最大の相をフェライトとし、第二相を主にマルテンサイトとする複合組織であり、フェライト平均粒径が２μｍ以上２０μｍ以下、第二相の平均粒径をフェライト平均粒径で除した値が０．０５以上０．８以下、且つ第二相の炭素濃度が０．２％以上２％以下であることが、バーリング加工性向上に非常に有効であることを新たに見出し、本発明をなしたものである。
【００１３】
即ち、本発明の要旨は以下の通りである。
（１）  質量％で、
Ｃ  ：０．０１〜０．２％、  Ｓｉ：０．０１〜２％、
Ｍｎ：０．０５〜３％、      Ｐ  ≦０．１％、
Ｓ  ≦０．０１％、          Ａｌ：０．００５〜１％、
Ｃｕ：０．２〜２％、        Ｂ：０．０００２〜０．００２％、
Ｎｉ：０．１〜１％
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、鋼板強度レベルが７８０Ｍｐａ級であり、穴拡げ率が６２％以上の鋼であって、そのミクロ組織が、体積分率最大の相をフェライトとし、第二相を主にマルテンサイトとする複合組織であり、フェライト平均粒径が２μｍ以上２０μｍ以下、第二相の平均粒径をフェライト平均粒径で除した値が０．０５以上０．８以下、且つ第二相の炭素濃度が０．２％以上２％以下であることを特徴とする、バーリング加工性に優れる複合組織鋼板。
【００１４】
（２）  前記（１）に記載の成分を有する鋼片の熱間圧延に際し、Ａｒ3 変態点温度以上Ａｒ3 変態点温度＋１００℃以下で熱間仕上圧延を終了した後、Ａｒ1 変態点温度以上Ａｒ3 変態点温度以下の温度域で１〜２０秒間滞留し、その後、２０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却して、３５０℃以下の巻取温度で巻き取り、そのミクロ組織が、体積分率最大の相をフェライトとし、第二相を主にマルテンサイトとする複合組織であり、フェライト平均粒径が２μｍ以上２０μｍ以下、第二相の平均粒径をフェライト平均粒径で除した値が０．０５以上０．８以下、且つ第二相の炭素濃度が０．２％以上２％以下である鋼板を得ることを特徴とする、バーリング加工性に優れる複合組織鋼板の製造方法。
（３）  前記熱間圧延に際し、粗圧延終了後、高圧デスケーリングを行い、Ａｒ3 変態点温度以上Ａｒ3 変態点温度＋１００℃以下で熱間仕上圧延を終了することを特徴とする、前記（２）記載のバーリング加工性に優れる複合組織鋼板の製造方法。
【００１５】
【発明の実施の形態】
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、穴拡げ性に及ぼすフェライト平均粒径および第二相の大きさの影響を調査した。そのための供試材は次のようにして準備した。すなわち、０．０７％Ｃ−１．６％Ｓｉ−２．０％Ｍｎ−０．０１％Ｐ−０．００１％Ｓ−０．０３％Ａｌに成分調整し溶製した鋳片を、Ａｒ3 変態点温度以上のいずれかの温度で熱間仕上圧延を終了した後、Ａｒ1 変態点温度以上Ａｒ3 変態点温度以下のいずれかの温度域で１〜１５秒間滞留し、その後２０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却して、常温で巻き取った。
これらの鋼板について穴拡げ試験を行った結果から、フェライト平均粒径および第二相の大きさについて整理したものを図１に示す。
【００１６】
この結果より、フェライト平均粒径および第二相の大きさ（第二相の平均粒径をフェライト平均粒径で除した値）と穴拡げ性には強い相関があり、フェライト平均粒径および第二相の大きさがそれぞれ２μｍ以上２０μｍ以下、および０．０５以上０．８以下で、穴拡げ性が著しく向上することを新規に知見した。
【００１７】
このメカニズムは必ずしも明らかではないが、第二相が大きすぎると第二相と母相の界面にボイドが生じやすく、穴拡げの際にクラックの起点となり、小さすぎると穴拡げ率と相関がある局部延性が低下するため、最適なサイズと間隔において穴拡げ率が向上すると推測される。また、フェライト平均粒径が小さすぎると降伏応力が上昇し、成形後の形状凍結性に悪影響を及ぼし、大きすぎるとミクロ組織の均一性が失われ、穴拡げ率と相関がある局部延性が低下するためと考えられる。
なお、フェライト平均粒径の測定法は、ＪＩＳ  Ｇ  ０５５２鋼のフェライト結晶粒度試験法に記載の切断法に準じた。また、第二相の平均粒径については平均円相当径と定義し、画像処理装置等より得られる値を採用した。
【００１８】
さらに、穴拡げ性に及ぼす第二相の炭素濃度の影響を調査した。上記鋼板について穴拡げ性を第二相の炭素濃度で整理したものを図２に示す。この結果より、第二相の炭素濃度と穴拡げ性には強い相関があり、第二相の炭素濃度が０．２％以上２％以下で、穴拡げ性が著しく向上することを新規に知見した。
【００１９】
このメカニズムは必ずしも明らかではないが、第二相の炭素濃度が高すぎると第二相と母相との強度差が大きくなり、打ち抜き時にその界面にボイドが生じやすく、穴拡げの際にクラックの起点となる。一方、第二相の炭素濃度が低すぎると必然的にフェライト相の延性が低下し、穴拡げ率と相関がある局部延性が低下するため、穴拡げ率が低下する。従って、最適な第二相の炭素濃度において穴拡げ率が向上すると推測される。
【００２０】
ただし、第二相の炭素濃度が１．２％超であると、スポット溶接等の溶接時に熱影響部の軟化が著しくなり疲労破壊の起点となる可能性があるので、第二相の炭素濃度は０．２％以上１．２％以下の範囲が好ましい。
なお、穴拡げ性（バーリング加工性）については、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳ  Ｔ  １００１−１９９６記載の穴拡げ試験方法に従って評価した。
【００２１】
次に、本発明における鋼板のミクロ組織および第二相の炭素濃度について、詳細に説明する。
鋼板のミクロ組織は、疲労特性とバーリング加工性（穴拡げ性）を両立させるために体積分率最大の相をフェライトとし、第二相を主にマルテンサイトとする複合組織とした。ただし、第二相には不可避的なベイナイト、残留オーステナイトを含むことを許容するものである。
【００２２】
なお、良好な疲労特性を確保するためには、ベイナイトおよび／または残留オーステナイトの体積分率は５％以下が好ましい。ここで、フェライトおよび第二相の体積率とは、鋼板の圧延方向断面厚みの１／４厚における光学顕微鏡で、２００〜５００倍で観察されたミクロ組織中におけるそれらの組織の面積分率で定義される。
【００２３】
また、第二相の炭素濃度はＥＰＭＡ（Electron Probe Micro Analyzer ：電子線マイクロアナライザー）を用い、文献（電子線マイクロアナリシス：副島  啓義著  日刊工業新聞社出版）記載の検量線法により得られた値である。ただし、測定した第二相の粒は５個以上であり、炭素濃度はその平均値とした。
【００２４】
一方、上記方法に置き換わる簡易測定方法として、以下の方法にて第二相の炭素濃度を求めても良い。すなわち、鋼全体（体積分率最大の相と第二相）の炭素含有量（鋼全体での平均炭素濃度）とフェライトでの炭素濃度から、第二相の炭素濃度を算出する方法である。
【００２５】
鋼全体（体積分率最大の相と第二相）の炭素含有量は鋼成分の炭素量であり、フェライトでの炭素濃度は焼付硬化指数（以下ＢＨ）より見積もることができる。ただしＢＨ量（ＭＰａ）とは、ＪＩＳ５号引張試験片を用い、２．０％の予ひずみを付与後、１７０℃で２０分の熱処理を施し、再度引張試験を行って得られる値で、熱処理前の２．０％での流動応力と熱処理後の降伏点の差である。
複合組織鋼におけるＢＨ量は、２．０％程度の予ひずみでは硬質な第二相が塑性変形を起こさないと考えられることから、フェライト中の固用炭素量と相関があるとして差し支えない。
【００２６】
文献 Foemable HSLA and Dual-Phase Steels (1977), A.T.DAVENPORT著、１３１頁のＦｉｇ．４に、複合組織鋼の固溶炭素量とＢＨ量の関係が示されている。この関係から複合組織鋼のＢＨ量と固溶炭素量の関係は
Ｃｓ（固溶炭素量）＝１．５×１０-4ｅｘｐ（０．０３３×ＢＨ）
と近似することができる。従って第二相の炭素濃度は
Ｃｍ＝〔Ｃ（鋼中の炭素含有量）−Ｃｓ〕／ｆＭ（第二相体積率）
で見積もることができる。また、上記の式より見積もった第二相の炭素濃度とＥＰＭＡによって測定した炭素濃度は非常によい相関を示している。
【００２７】
続いて、本発明の化学成分の限定理由について説明する。成分含有量は質量％である。
Ｃは、所望のミクロ組織を得るのに必要な元素である。ただし、０．２％超含有していると加工性及び溶接性が劣化するので、０．２％以下とする。また０．０１％未満であると強度が低下するので、０．０１％以上とする。
【００２８】
Ｓｉは、所望のミクロ組織を得るのに必要であると共に、固溶強化元素として強度上昇に有効である。所望の強度を得るためには０．０１％以上含有する必要がある。しかし２％超含有すると加工性が劣化する。そこでＳｉの含有量は０．０１％以上、２％以下とする。
【００２９】
Ｍｎは、固溶強化元素として強度上昇に有効である。所望の強度を得るためには０．０５％以上必要である。また、３％超添加するとスラブ割れを生ずるため、３％以下とする。
【００３０】
Ｐは、不純物であり低いほど好ましく、０．１％超含有すると加工性や溶接性に悪影響を及ぼすと共に疲労特性も低下させるので、０．１％以下とする。
【００３１】
Ｓは、不純物であり低いほど好ましく、多すぎると穴拡げ性を劣化させるＡ系介在物を生成するので、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。
【００３２】
Ａｌは、溶鋼脱酸のために０．００５％以上添加する必要があるが、コストの上昇を招くため、その上限を１．０％とする。また、あまり多量に添加すると非金属介在物を増大させて伸びを劣化させるので、好ましくは０．５％以下とする。
【００３３】
Ｃｕは、固溶状態で疲労特性を改善する効果があるので添加する。ただし、０．２％未満ではその効果は少なく、２％を超えて含有しても効果が飽和する。そこで、Ｃｕの含有量は０．２〜２％の範囲とする。
【００３４】
Ｂは、Ｃｕと複合添加することにより疲労限を上昇させる効果があるので添加する。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、０．００２％超添加するとスラブ割れが起こる。よって、Ｂの添加は０．０００２％以上、０．００２％以下とする。
【００３５】
Ｎｉは、Ｃｕ含有による熱間脆性防止のために添加する。ただし、０．１％未満ではその効果が少なく、１％を超えて添加してもその効果が飽和するので、０．１〜１％とする。
【００３９】
次に、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。
本発明では、目的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、加熱炉で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、１４００℃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１４００℃未満が望ましい。また、１０００℃未満の加熱はスケジュール上操業効率を著しく損なうため、再加熱温度は１０００℃以上が望ましい。
【００４０】
熱間圧延工程は、粗圧延を終了後、仕上げ圧延を行うが、最終パス温度（ＦＴ）がＡｒ3 変態点温度以上Ａｒ3 変態点温度＋１００℃以下の温度域で終了する必要がある。これは、熱間圧延中に圧延温度がＡｒ3 変態点温度を切ると、ひずみが残留して延性が低下してしまい加工性が劣化し、仕上げ温度がＡｒ3 変態点温度＋１００℃超では、仕上げ圧延後のオーステナイト粒径が大きくなってしまうために、後の冷却工程において行う二相域でフェライト変態の促進が不十分になり、目的とするミクロ組織が得られない。従って、仕上げ温度はＡｒ3 変態点温度以上Ａｒ3 変態点温度＋１００℃以下とする。
【００４１】
ここで、粗圧延終了後に高圧デスケーリングを行う場合は、鋼板表面での高圧水の衝突圧Ｐ（ＭＰａ）×流量Ｌ（リットル／ｃｍ2 ）≧０．００２５の条件を満たすことが好ましい。
鋼板表面での高圧水の衝突圧Ｐは以下のように記述される（「鉄と鋼」、1991, vol.77, No.9, P1450 参照）。
Ｐ（ＭＰａ）＝５．６４×Ｐ0 ×Ｖ／Ｈ2 
ただし、
Ｐ0 （ＭＰａ）：液圧力
Ｖ（リットル／ｍｉｎ）：ノズル流液量
Ｈ（ｃｍ）：鋼板表面とノズル間の距離
【００４２】
流量Ｌは以下のように記述される。
Ｌ（リットル／ｃｍ2 ）＝Ｖ／（Ｗ×ｖ）
ただし、
Ｖ（リットル／ｍｉｎ）：ノズル流液量
Ｗ（ｃｍ）：ノズル当たり噴射液が鋼板表面に当たっている幅
ｖ（ｃｍ／ｍｉｎ）：通板速度
衝突圧Ｐ×流量Ｌの上限は、本発明の効果を得るためには特に定める必要はないが、ノズル流液量を増加させるとノズルの摩耗が激しくなる等の不都合が生じるため、０．０２以下とすることが好ましい。
【００４３】
さらに、仕上げ圧延後の鋼板の最大高さＲｙが１５μｍ（１５μｍＲｙ，ｌ２．５ｍｍ，ｌｎ１２．５ｍｍ）以下であることが好ましい。これは、例えば「金属材料疲労設計便覧」、日本材料学会編、８４頁に記載されている通り、熱延または酸洗ままの鋼板の疲労強度は、鋼板表面の最大高さＲｙと相関があることから明らかである。またその後の仕上げ圧延は、デスケーリング後に再びスケールが生成してしまうのを防ぐために、５秒以内に行うのが望ましい。
【００４４】
仕上圧延を終了した後の工程は、まずＡｒ3 変態点からＡｒ1 変態点までの温度域（フェライトとオーステナイトの二相域）で１〜２０秒間滞留する。ここでの滞留は、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なため、十分な延性が得られない。一方、２０秒超ではパーライトが生成し、目的とする体積分率最大の相をフェライトとし、第二相を主にマルテンサイトとする複合組織が得られない。
【００４５】
また、１〜２０秒間の滞留をさせる温度域は、フェライト変態を容易に促進させるためＡｒ1 変態点以上８００℃以下が望ましく、そのためには、仕上げ圧延終了後２０℃／ｓ以上の冷却速度で当該温度域に迅速に到達させることが好ましい。さらに、１〜２０秒間の滞留時間は生産性を極端に低下させないためには、１〜１０秒間とすることが好ましい。
【００４６】
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、パーライトもしくはベイナイトが生成してしまい十分なマルテンサイトが得られず、目的とするフェライトを体積分率最大の相とし、マルテンサイトを第二相とするミクロ組織が得られない。
巻取温度までの冷却速度の上限は、特に定めることなく本発明の効果を得ることができるが、熱ひずみによる板そりが懸念されることから、２００℃／ｓ以下とすることが好ましい。
【００４７】
巻取温度が３５０℃超では、ベイナイトが生成して十分なマルテンサイトが得られず、目的とするフェライトを体積分率最大の相とし、マルテンサイトを第二相とするミクロ組織が得られないため、巻取温度は３５０℃以下と限定する。
また、巻取温度の下限値は特に限定する必要はないが、コイルが長時間水濡れの状態にあると錆による外観不良が懸念されるため、５０℃以上が望ましい。
【００４８】
【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Ｄ〜Ｊの鋼は、転炉で溶製して連続鋳造後、表２に示す加熱温度（ＳＲＴ）で再加熱し、粗圧延後に同じく表２に示す仕上げ圧延温度（ＦＴ）で１．２〜５．４ｍｍの板厚に圧延した後、表２に示す巻取温度（ＣＴ）でそれぞれ巻き取った。なお一部については粗圧延後に衝突圧２．７ＭＰａ、流量０．００１リットル／ｃｍ2 の条件で高圧デスケーリングを行った。ただし、表中の化学組成についての表示は質量％である。
【００４９】
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。ここで、フェライトおよび第二相の体積率とは、鋼板の圧延方向断面厚みの１／４厚における光学顕微鏡で、２００〜５００倍で観察されたミクロ組織中におけるそれらの組織の面積分率で定義される。なお、フェライト平均粒径の測定法は、ＪＩＳ  Ｇ  ０５５２鋼のフェライト結晶粒度試験法に記載の切断法に準じ、第二相の平均粒径については平均円相当径と定義し、画像処理装置等より得られる値を採用した。
【００５０】
また、第二相の炭素濃度はＥＰＭＡ（Electron Probe Micro Analyzer ：電子線マイクロアナライザー）を用い、文献（「電子線マイクロアナリシス」、副島啓義著  日刊工業新聞社出版）記載の検量線法により得られた値である。ただし、測定した第二相粒は５個以上であり、炭素濃度はその平均値とした。
一方、一部の試料については、上述の簡易測定方法で第二相の炭素濃度を測定している。
【００５１】
さらに、図３に示すような長さ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、１０×１０7 回での疲労限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。
ただし、疲労試験片の表面は研削など一切行わず酸洗ままの表面とした。
一方、バーリング加工性（穴拡げ性）については、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳ  Ｔ  １００１−１９９６記載の穴拡げ試験方法に従って評価した。
【００５２】
本発明に沿うものは、鋼Ｇであり、所定の量の鋼成分を含有し、そのミクロ組織が、体積分率最大の相をフェライトとし、第二相を主にマルテンサイトとする複合組織であり、フェライト平均粒径が２μｍ以上２０μｍ以下、第二相の平均粒径をフェライト平均粒径で除した値が０．０５以上０．８以下、且つ第二相の炭素濃度が０．２％以上２％以下であることを特徴とする、バーリング加工性に優れる複合組織鋼板が得られている。
【００５３】
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。
すなわち、鋼Ｃ−１は、仕上圧延終了温度（ＦＴ）が本発明の範囲より高く、フェライト粒径（Ｄｆ）、第二相の大きさ（ｄｍ／Ｄｆ）および第二相炭素濃度（Ｃｍ）が本発明の範囲外であるので、十分な穴拡げ率（λ）および疲労限度比（σＷ／σＢ）が得られていない。
鋼Ｃ−２は、仕上圧延終了温度（ＦＴ）が本発明の範囲より低く、第二相の大きさ（ｄｍ／Ｄｆ）が本発明の範囲外であるので、十分な穴拡げ率（λ）および疲労限度比（σＷ／σＢ）が得られていない。さらに、ひずみが残留して延性  （Ｅｌ）も低下する。
【００５４】
鋼Ｃ−３は、滞留後の冷却速度（ＣＲ）が本発明の範囲より遅く、巻取温度  （ＣＴ）も本発明の範囲より高い。従ってフェライト粒径（Ｄｆ）、第二相の大きさ（ｄｍ／Ｄｆ）および第二相炭素濃度（Ｃｍ）が本発明の範囲外であるので、十分な穴拡げ率（λ）および疲労限度比（σＷ／σＢ）が得られていない。
鋼Ｃ−４は、滞留温度（ＭＴ）が本発明の範囲より低く、第二相の大きさ（ｄｍ／Ｄｆ）および第二相炭素濃度（Ｃｍ）が本発明の範囲外であるので、十分な穴拡げ率（λ）および疲労限度比（σＷ／σＢ）が得られていない。
【００５５】
鋼Ｃ−５は、滞留時間（Ｔｉｍｅ）がなく、第二相の大きさ（ｄｍ／Ｄｆ）および第二相炭素濃度（Ｃｍ）が本発明の範囲外であるので、十分な穴拡げ率（λ）および疲労限度比（σＷ／σＢ）が得られていない。
鋼Ｄは、Ｃの含有量が本発明の範囲外であるので、目的とするミクロ組織が得られず、十分な強度（ＴＳ）および疲労限度比（σＷ／σＢ）が得られていない。
鋼Ｅは、Ｓｉの含有量が本発明の範囲外であるので、十分な強度（ＴＳ）および疲労限度比（σＷ／σＢ）が得られていない。
【００５６】
鋼Ｆは、Ｍｎの含有量が本発明の範囲外であり、フェライト粒径（Ｄｆ）および第二相の大きさ（ｄｍ／Ｄｆ）が本発明の範囲外であるので、十分な強度（ＴＳ）、穴拡げ率（λ）および疲労限度比（σＷ／σＢ）が得られていない。
鋼Ｈは、Ｓの含有量が本発明の範囲外であるので、十分な穴拡げ率（λ）および疲労限度比（σＷ／σＢ）が得られていない。
鋼Ｉは、Ｐの含有量が本発明の範囲外であるので、十分な疲労限度比（σＷ／σＢ）が得られていない。
鋼Ｊは、Ｃの含有量が本発明の範囲外であるので、十分な伸び（Ｅｌ）、穴拡げ率（λ）および疲労限度比（σＷ／σＢ）が得られていない。
【００５７】
【表１】
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【００５８】
【表２】
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【００５９】
【発明の効果】
以上詳述したように、本発明は、バーリング加工性に優れた引張強度５４０ＭＰａ以上の複合組織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、疲労特性を十分に確保しつつバーリング加工性（穴拡げ性）の大幅な改善が期待できるため、工業的価値が高い発明である。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明に至る予備実験の結果を、フェライト平均粒径、第二相の大きさと穴拡げ率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、第二相の炭素濃度と穴拡げ率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。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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