(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０．０３〜０．１０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、Ｔｉ：０．００５質量％以上、ＮｄもしくはＰｒの１種または２種の合計：０．０００２〜０．０４質量％含有し、更に、下記式を満足し、
−０．０５≦｛Ｔｉ−（４８／１２）×Ｃ−（４８／１４）×Ｎ−（４８／３２）×Ｓ｝≦０．２
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、平均の介在物組成で、Ｎｄ酸化物もしくはＰｒ酸化物の１種または２種の合計が３〜９０質量％、Ｔｉ酸化物が１０〜９７質量％、Ａｌ２Ｏ３が５０質量％以下の範囲の介在物を含み、かつ、介在物の個数割合で、５０％以上が少なくとも球状、紡錘状の介在物を含み、かつ、０．５μｍ以上１０μｍ以下の介在物が１０００個／ｃｍ２以上、１０００００個／ｃｍ２以下存在する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：０．０３〜０．１０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、Ｔｉ：０．００５質量％以上、ＮｄもしくはＰｒの１種または２種の合計：０．０００２〜０．０４質量％、および、Ｎｂを含有し、更に、下記式を満足し、
−０．０５≦｛Ｔｉ＋（４８／９３）×Ｎｂ−（４８／１２）×Ｃ−（４８／１４）×Ｎ−（４８／３２）×Ｓ｝≦０．２
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、平均の介在物組成で、Ｎｄ酸化物もしくはＰｒ酸化物の１種または２種の合計が３〜９０質量％、Ｔｉ酸化物が１０〜９７質量％、Ａｌ２Ｏ３が５０質量％以下の範囲の介在物を含み、かつ、介在物の個数割合で、５０％以上が少なくとも球状、紡錘状の介在物を含み、かつ、０．５μｍ以上１０μｍ以下の介在物が１０００個／ｃｍ２以上、１０００００個／ｃｍ２以下存在する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】
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または２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４】
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１〜３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。
【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。
【０００３】
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。
【０００４】
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。
【０００５】
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。
【０００６】
【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】
【０００７】
（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亀裂の発生を抑制できない。
【０００８】
本発明者らの研究によれば、これらの原因は、鋼板中の酸化物を主体とする介在物の存在にあることが分かった。
【０００９】
繰り返し変形を受けると鋼板の表層またはその近傍に存在する粗大なクラスター状介在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介在物は、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、鋼中の介在物をできる限り微細球状化することが望ましい。
【００１０】
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、粗大な介在物として鋼中に残留する。これが、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が、介在物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案した例は見られない。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
このような状況を鑑み、本発明者らは、(a)粗大化し易いアルミナ系介在物を生成させないために、殆どＡｌ脱酸することなく、(b)介在物がクラスター化して粗大にならず、且つ、(c)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、(d)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。
【００１２】
その要旨は、以下の通りである。
【００１３】
（１）Ｃ：０．０３〜０．１０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、Ｔｉ：０．００５質量％以上、ＮｄもしくはＰｒの１種または２種の合計：０．０００２〜０．０４質量％含有し、更に、下記式を満足し、
−０．０５≦｛Ｔｉ−（４８／１２）×Ｃ−（４８／１４）×Ｎ−（４８／３２）×Ｓ｝≦０．２
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、平均の介在物組成で、Ｎｄ酸化物もしくはＰｒ酸化物の１種または２種の合計が３〜９０質量％、Ｔｉ酸化物が１０〜９７質量％、Ａｌ２Ｏ３が５０質量％以下の範囲の介在物を含み、かつ、介在物の個数割合で、５０％以上が少なくとも球状、紡錘状の介在物を含み、かつ、０．５μｍ以上１０μｍ以下の介在物が１０００個／ｃｍ２以上、１０００００個／ｃｍ２以下存在する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。
【００１４】
（２）Ｃ：０．０３〜０．１０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、Ｔｉ：０．００５質量％以上、ＮｄもしくはＰｒの１種または２種の合計：０．０００２〜０．０４質量％、および、Ｎｂを含有し、更に、下記式を満足し、
−０．０５≦｛Ｔｉ＋（４８／９３）×Ｎｂ−（４８／１２）×Ｃ−（４８／１４）×Ｎ−（４８／３２）×Ｓ｝≦０．２
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、平均の介在物組成で、Ｎｄ酸化物もしくはＰｒ酸化物の１種または２種の合計が３〜９０質量％、Ｔｉ酸化物が１０〜９７質量％、Ａｌ２Ｏ３が５０質量％以下の範囲の介在物を含み、かつ、介在物の個数割合で、５０％以上が少なくとも球状、紡錘状の介在物を含み、かつ、０．５μｍ以上１０μｍ以下の介在物が１０００個／ｃｍ２以上、１０００００個／ｃｍ２以下存在する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。
【００１９】
（３）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前記（１）または（２）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。
【００２０】
（４）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前記（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。
【発明の効果】
【００２１】
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】
【００２２】
まず、本発明を完成するに至った実験について説明する。
【００２３】
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％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、更に、ＴｉやＮｂの添加を経て鋼塊を製造した。
【００２４】
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。
【００２５】
その結果、Ａｌで殆ど脱酸することなく、少なくともＮｄ、Ｐｒ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介在物が鋼板中に微細分散するため、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。
【００２６】
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。
【００２７】
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。
【００２８】
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、後述するように、加工性の向上を目的としてＴｉやＮｂによる炭化物を生成させたり、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、０．１０質量％以下とする。
【００２９】
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。
【００３０】
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。
【００３１】
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。
【００３２】
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Ｔｉ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。
【００３３】
Ｎは、Ｃを炭化物とする目的で含有させるＴｉ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。
【００３４】
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。
【００３５】
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。
【００３６】
Ｔｉは（本発明ではＡｌで殆ど脱酸しないため）、脱酸材として０．００５質量％以上必要である。Ｔｉ濃度が０．００５質量％未満では、介在物中のＴｉ酸化物含有率が１０質量％未満となり、疲労特性や伸びフランジ性に良い介在物組成、形態および粒径に制御できないためである。
【００３７】
また、ＴｉやＮｂは、Ｃ、Ｓ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。一方、ＴｉやＮｂが必要以上に添加された場合には、それらは、フリーのＴｉやフリーのＮｂとして鋼中に存在し、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。
【００３８】
そして、その最適なＴｉやＮｂの添加量の範囲は、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。
【００３９】
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、フリーのＴｉ量とＮｂ量の合計を意味しており、ここでは、その合計を、相当Ｔｉ量（Ｎｂは上記のＴｉと同様の性質を有するため、Ｎｂ量はＴｉ量に換算している。）で表している。
【００４０】
すなわち、この中辺の値が−０．０５未満では、延性、伸びフランジ性が劣り、また、０．２を超えると、延性が劣化する。以上の理由から、
−０．０５≦｛Ｔｉ＋（４８／９３）×Ｎｂ−（４８／１２）×Ｃ−（４８／１４）×Ｎ−（４８／３２）×Ｓ｝≦０．２
の関係を満たすように限定する。
【００４１】
尚、Ｎｂを添加しない場合は、Ｎｂ量を０とおいた以下の関係を満たすように限定する。
−０．０５≦｛Ｔｉ−（４８／１２）×Ｃ−（４８／１４）×Ｎ−（４８／３２）×Ｓ｝≦０．２
【００４２】
Ｎｄ、Ｐｒは、Ｔｉ脱酸により生成したクラスター状のＴｉ酸化物（例えば、Ｔｉ２Ｏ３，Ｔｉ３Ｏ５）を改質し、微細球状で疲労特性や穴広げ性に良好なＮｄ酸化物（例えば、Ｎｄ２Ｏ３、ＮｄＯ２）−Ｐｒ酸化物（例えば、Ｐｒ２Ｏ３、ＰｒＯ２）−Ｔｉ酸化物系介在物、Ｎｄ酸化物−Ｔｉ酸化物系介在物、あるいは、Ｐｒ酸化物−Ｔｉ酸化物系介在物にする効果を有している（上記介在物の中にはＡｌ予備脱酸や耐火物溶損の影響によりＡｌ２Ｏ３を一部含有する場合もある。）。
【００４３】
このような介在物改質効果を得るためには、ＮｄもしくはＰｒの１種または２種の合計濃度を、０．０００２質量％以上０．０４質量％以下にする必要がある。ＮｄもしくはＰｒの１種または２種の合計濃度が０．０００２質量％未満では、Ｔｉ酸化物を改質できず、０．０４質量％超ではＴｉ酸化物が還元され、殆ど、Ｎｄ酸化物やＰｒ酸化物になり、制御したい複合介在物となり難い。
【００４４】
また、選択元素として、Ｃｕ、Ｎｉが挙げられる。
【００４５】
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、更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。
【００４６】
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。
【００４７】
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ので、１．０質量％を上限とすることが好ましい。
【００４８】
次に、鋼板中における介在物の存在条件について述べる。
【００４９】
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介在物の平均組成、形態および粒径分布を調査した。
【００５０】
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。
【００５１】
その結果、介在物の平均組成で、Ｎｄ酸化物もしくはＰｒ酸化物の１種または２種の合計が３〜９０質量％以上、Ｔｉ酸化物が１０〜９７質量％、Ａｌ２Ｏ３が５０質量％以下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。
【００５２】
平均組成で、Ｎｄ酸化物もしくはＰｒ酸化物の１種または２種の合計が３質量％未満では、ＮｄやＰｒ添加による介在物改質効果が小さく、反対に、Ｎｄ酸化物もしくはＰｒ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、介在物は微細球状化しないため、平均組成でＮｄ酸化物もしくはＰｒ酸化物の１種または２種の合計の下限値は３質量％、上限値は９０質量％とした。
【００５３】
また、平均組成で、Ｔｉ酸化物が９７質量％超では、Ｎｄ酸化物やＰｒ酸化物による改質が不十分であり、反対に、Ｔｉ酸化物が１０質量％未満でも、介在物の微細化球状化が困難となるため、平均組成でＴｉ酸化物の上限値を９７質量％、下限値を１０質量％とした。
【００５４】
更に、介在物中に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、介在物中のＡｌ２Ｏ３含有率が高くなることがある。この場合、平均組成で介在物中には５０質量％以下に限ってＡｌ２Ｏ３の混入が許容できる。
【００５５】
下限値は０質量％を含む。これは、介在物中のＡｌ２Ｏ３含有率が５０質量％を超えると、ＮｄやＰｒによる改質効果が損なわれ、介在物のクラスター化が進行してしまうためである。
【００５６】
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。
【００５７】
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、球状と紡錘状の介在物の個数割合を求めることが推奨される。
【００５８】
なお、球状とは、介在物の長径と短径がほぼ等しく円形として観察されるもの、紡錘状とは、介在物の長径／短径が３以下で楕円形に観察されるもの、クラスター状とは、介在物粒子が２個以上密集したもの、その他としては、例えば、角張った単体状のものとして、それぞれ定義される。
【００５９】
その結果、球状と紡錘状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。球状と紡錘状の介在物の個数割合が５０％未満では、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。
【００６０】
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により得ることができる。ここで粒径とは、円相当直径を意味している。
【００６１】
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以下の微細な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。
【００６２】
その結果、０．５μｍ以上１０μｍ以下の介在物が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。
【００６３】
０．５μｍ以上１０μｍ以下の介在物が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、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。
【００６４】
最後に、鋼板の組織について説明する。
【００６５】
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。
【００６６】
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、更により好ましくは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。
【００６７】
本発明の鋼板の製造方法については、以下の通りである。
【００６８】
まず、溶鋼の溶製については、常法により転炉で吹錬した溶鋼、あるいは転炉で吹錬し、続いて真空脱ガス処理した溶鋼に、合金を添加して、本発明の成分範囲に調整することによって行うことができる。
【００６９】
なお、合金の添加順序は特に規定しないが、ＮｄもしくはＰｒの１種または２種の添加は、Ｔｉ添加の後に実施することが好ましい。これは、Ｔｉ添加で一旦Ｔｉ酸化物を生成した後、ＮｄやＰｒを添加してＴｉ酸化物を改質する方が、改質制御性が良いためである。このようにして溶製した溶鋼を、常法により連続鋳造してスラブが得られる。
【００７０】
次に、高強度熱延鋼板を製造するための熱延条件について述べる。
【００７１】
熱延前のスラブの加熱温度は、鋼中のＴｉＣや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。
【００７２】
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。
【００７３】
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が、Ａｒ３点＋５０℃未満では、表層部の結晶粒径が粗大となって疲労特性上好ましくない。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。
【００７４】
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。
【００７５】
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。
【００７６】
また、冷却停止温度が３００℃より低くなると、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。したがって、熱延コイルの巻き取り温度は、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。
【００７７】
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を抑制できず、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。したがって、５００℃以下で熱延コイルを巻き取ることにより、その後の冷却過程でＴｉＣや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】
【００７８】
以下、本発明の実施例を比較例とともに説明する。
【００７９】
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。
【００８０】
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。
【００８１】
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。
【００８２】
また、疲労特性を表す指標として用いた疲労限度比は、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。
【００８３】
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。
【００８４】
更に、介在物については、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。更に、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。
【００８５】
表３から明らかなように、本発明の鋼板では、鋼板中に球状および紡錘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。しかし、比較例では、介在物組成が本発明に規定する組成ではないため、鋼板中の微細介在物が減少した量だけ粗大介在物が増加し、そのため強度、延性、伸びフランジ性および疲労特性が低下している。
【００８６】
【表１】
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【００８７】
【表２】
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【００８８】
【表３】
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