(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
化学成分が、mass％でＣ：０．０１〜０．３０％、Ｓｉ：０．２０〜３．０％、Ｍｎ：０．５〜３．０％、Ａｌ：０．００５〜０．１０％を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、
幅方向の中央部において板厚中心を中心として板厚方向に１００μm 、板幅方向に１００μm の部分である板厚中心部の組織がフェライト単相組織、ベイナイト単一組織、フェライト及びベイナイトの複合組織、フェライト及びパーライトの複合組織、フェライト及びマルテンサイトの複合組織の内のいずれかであり、かつその組織において方位差１５°以上の大角粒界で囲まれたフェライト相の有効結晶の平均粒径が２〜１５μm であり、一方板表面から１００〜２００μm 深さの表層部における、前記有効結晶の平均粒径が中心部の有効結晶の平均粒径に対して０．２倍以下の微細粒とされた、加工性および疲労特性に優れる熱延鋼板。
【請求項２】
化学成分が、さらにＣｕ：０．１０〜２．０％、Ｎｉ：０．１０〜２．０％、Ｃｒ：０．１０〜２．０％、Ｍｏ：０．１０〜２．０％、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％の１種以上を含む、請求項１に記載した熱延鋼板。
【請求項３】
化学成分が、さらにＶ：０．００２〜０．３％、Ｎｂ：０．００２〜０．３％、Ｔｉ：０．００２〜０．３％、Ｚｒ：０．００２〜０．３％、Ｈｆ：０．００２〜０．３％の１種以上を含む、請求項１又は２に記載した熱延鋼板。
【請求項４】
請求項１から３のいずれか１項に記載した化学成分を有する鋼をＡｅ３点以上、１３００℃以下に加熱した後、累積圧下量を５０％以上とし、最終圧延温度をＡｅ３点〜（Ａｅ３点＋２００）℃とする第１段圧延を行い、引き続いて（Ａｅ３点−３００）〜（Ａｅ３点−１５０）℃の温度域で圧下率を２０〜６０％とする圧下を少なくとも１回加える第２段圧延を行った後、５００℃以下まで１℃/sec以上の冷却速度で冷却し、巻き取る、加工性および疲労特性に優れる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、自動車足回り部品用鋼板として好適な加工性および疲労特性に優れる熱延鋼板、及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、自動車部品の高強度化が進んでおり、その足回り部品についても同様である。足回り部品については、高強度化と共に疲労強度および加工性（延性）の改善も求められている。
強度−延性バランスおよび疲労特性の改善には、組織を微細化することが有効である。例えば、特開２０００−１４４３１６号公報（特許文献１）には、組織の主相をフェライトで構成し、フェライトの平均粒径を２〜４μm とすることで強度−延性バランス（引張強さＴＳと伸びＥｌとの積ＴＳ×Ｅｌで評価される。）を改善することが記載されている。もっとも、この程度のフェライト粒径では疲労特性の改善には十分とは言えない。また、特開平１１−９２８５９号公報（特許文献２）、特開平１１−１５２５４４号公報（特許文献３）には、フェライトの平均粒径を２μm 以下とした、強度−延性バランス及び疲労限度比（疲労強度／ＴＳ）の良好な熱延鋼板が記載されている。しかし、粒径が微細すぎるため、ＹＰ（降伏点）の向上及びＵＥ（均一伸び）の低下が懸念され、実際、この鋼板では、ＹＲ（降伏比）が０．９超と高すぎるため、加工時のスプリングバックが大きくなり、加工性が劣化する。このように、粒径を過度に微細化しても十分な疲労特性の改善は期待できない。
【０００３】
このように、粒径の制御だけでは十分な疲労特性と加工性の改善が期待できないので、疲労特性に寄与する表層部と、加工性に寄与する中心部の組織をそれぞれ最適化することにより特性の改善を図った熱延鋼板が提案されるようになった。例えば、特開２００４−２１１１９９号公報（特許文献４）には、ポリゴナルフェライトを主相とし、ポリゴナルフェライトの平均結晶粒径が板厚中心から表層に向かい漸次小さくなる結晶粒径傾斜組織とした熱延鋼板が提案されている。この熱延鋼板は、熱延後に曲げ加工を加えることにより、ポリゴナルフェライト分率を板厚中心部から板厚表層部に向かって漸次微細化したものである。
【特許文献１】特開２０００−１４４３１６号公報
【特許文献２】特開平１１−９２８５９号公報
【特許文献３】特開平１１−１５２５４４号公報
【特許文献４】特開２００４−２１１１９９号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
上記特許文献４に記載された発明により、疲労特性、強度−延性バランスの改善が図られたが、最も微細化される最表層部でもその粒径が中心部の粒径に対して０．４倍程度しか微細化することができない。加工性を向上させるには、上記のとおり、ＹＲを低くすることが望ましく、そのためには中心部の粒径Ｄをある程度大きくすることが望まれる。しかし、同文献の発明では、最表層部における粒径ｄが０．４Ｄ程度にならざるを得ず、十分な疲労特性が得られない。逆に表層部の粒径を十分に微細化すると中心部も必然的に細かくなり過ぎるため、ＹＲが高くなり、十分な加工性が得られない。
本発明はかかる問題に鑑みなされたもので、低ＹＲ化による良好な加工性と疲労特性とを兼備した高強度熱延鋼板およびその製造方法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】
【０００５】
本発明の熱延鋼板は、化学組成が、mass％でＣ：０．０１〜０．３０％、Ｓｉ：０．２０〜３．０％、Ｍｎ：０．５〜３．０％、Ａｌ：０．００５〜０．１０％を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、幅方向の中央部において板厚中心を中心として板厚方向に１００μm 、板幅方向に１００μm の部分である板厚中心部の組織がフェライト単相組織、ベイナイト単一組織、フェライト及びベイナイトの複合組織、フェライト及びパーライトの複合組織、フェライト及びマルテンサイトの複合組織の内のいずれかであり、かつその組織において方位差１５°以上の大角粒界で囲まれたフェライト相の有効結晶の平均粒径が２〜１５μm であり、一方板表面から１００〜２００μm 深さの表層部が前記有効結晶の平均粒径が中心部の有効結晶の平均粒径に対して０．２倍以下の微細粒とされたものである。
【０００６】
本発明に熱延鋼板によると、所定成分の下、板厚中心部は、方位差１５°以上の大角粒界で囲まれたフェライト相の有効結晶の平均粒径が２〜１５μm とされているので、強度−延性バランスに優れ、しかも降伏比を０．８以下に抑えることができ、低ＹＲ化による優れた加工性を得ることができる。さらに、板表面から１００〜２００μm 深さの表層部の前記有効結晶の平均粒径が中心部の有効結晶の平均粒径に対して０．２倍以下の微細粒としたので、中心部の粒径を比較的大きなものとしても、表層部の粒径を十分に微細化することができるので、優れた疲労特性を兼備させることができる。
【０００７】
前記熱延鋼板において、化学成分として、さらにＡ群（Ｃｕ：０．１０〜２．０％、Ｎｉ：０．１０〜２．０％、Ｃｒ：０．１０〜２．０％、Ｍｏ：０．１０〜２．０％、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％）あるいはＢ群（Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆにつき各々０．００２〜０．３％）の元素から単独で、あるいは複合して含有することができる。
【０００８】
また、本発明の熱延鋼板の製造方法は、前記化学成分を有する鋼をＡｅ３点以上、１３００℃以下に加熱した後、累積圧下量を５０％以上とし、最終圧延温度をＡｅ３点〜（Ａｅ３点＋２００）℃とする第１段圧延を行い、引き続いて（Ａｅ３点−３００）〜（Ａｅ３点−１５０）℃の温度域で圧下率を２０〜６０％とする圧下を少なくとも１回加える第２段圧延を行った後、５００℃以下まで１℃/sec以上の冷却速度で冷却し、巻き取るものである。
【０００９】
この製造方法によると、第１段圧延によって均一微細化したオーステナイトを第２段圧延により所定の圧下を加えることで、表層部が加工発熱で瞬時にＡｅ３点以上に再加熱され、その後Ａｅ３点以下に急冷されるので、表層部が微細フェライト組織となるが、板厚中心部における加工発熱は小さく、Ａｅ３点を超えないため、微細化を免れ、２〜１５μm の平均粒径を確保することができる。このため、前記熱延鋼板を通常の熱間圧延設備により容易に製造することができる。
【発明の効果】
【００１０】
本発明の熱延鋼板によれば、板厚中心部におけるフェライト相の有効結晶の平均粒径を２〜１５μm とすると共に表層部における有効結晶の平均粒径を前記中心部におけるものより０．２倍以下とするので、降伏比の上昇による加工性の劣化を招来することなく、優れた加工性と疲労強度を兼備させることができる。また、本発明の製造方法によれば、前記熱延鋼板を通常の圧延設備により容易に製造するこができ、生産性に優れる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１１】
まず、本発明の熱延鋼板の化学成分について説明する。以下、単位はmass％である。  Ｃ：０．０１〜０．３０％
Ｃは、強化元素として添加される。０．０１％未満では強度が過小となり、一方０．３０％を超えると延性の劣化を招来する。このため、Ｃの下限を０．０１％、好ましくは０．０３％とし、一方その上限を０．３０％、好ましくは０．２０％とする。
【００１２】
Ｓｉ：０．２０〜３．０％
Ｓｉは、脱酸元素として添加され、またフェライトの固溶強化元素として強度向上に寄与する。０．２０％未満では脱酸が過少であり、延性が劣化する。一方、３．０％を超えるとフェライト強度が高くなり過ぎて延性が劣化し、またＹＲが高くなり過ぎる。このため、Ｓｉの下限を０．２０％、好ましくは０．３０％とし、一方その上限を３．０％、好ましくは２．５％とする。
【００１３】
Ｍｎ：０．５〜３．０％
Ｍｎは、脱酸元素として添加され、また変態温度を低下させる作用を有するため、組織微細化および強度向上に寄与する。０．５％未満では脱酸が不十分となり、延性が劣化する。一方、３．０％を超えると、強度が高くなり過ぎて、やはり延性が劣化するようになる。このため、Ｍｎの下限を０．５％、好ましくは０．８％とし、一方その上限を３．０％、好ましくは２．５％とする。
【００１４】
Ａｌ：０．００５〜０．１０％
Ａｌは、脱酸元素として添加する。０．００５％未満では脱酸が不十分となり、延性が劣化し、一方０．１０％超になるとやはり延性が劣化するようになる。このため、Ａｌ量の下限を０．００５％、その上限を０．１０％とする。
【００１５】
本発明の熱延鋼板は、上記基本成分の他、残部Ｆｅおよび不可避的不純物よりなるが、さらにＡ群（Ｃｕ：０．１０〜２．０％、Ｎｉ：０．１０〜２．０％、Ｃｒ：０．１０〜２．０％、Ｍｏ：０．１０〜２．０％、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％）あるいはＢ群（Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆにつき各々０．００２〜０．３％）の元素から１種以上の元素を添加して下記(1) 、(2) 、(3) の成分とすることができる。なお、不純物元素であるＰ、Ｓは、共に材質を脆化させるので少ないほど好ましく、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下に止めることが望ましい。
(1) 基本成分＋Ａ群から１種以上の元素
(2) 基本成分＋Ｂ群から１種以上の元素
(3) 上記(1) の成分＋Ｂ群から１種以上の元素
【００１６】
前記Ａ群の各元素は、オーステナイトから低温相への変態を遅らせることで組織微細化および強度の向上に寄与する。Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏについては０．１０％未満、Ｂについては０．０００５％未満ではかかる作用が過少であり、一方Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏは２．０％超、Ｂは０．００５０％超では強度が高くなりすぎて、延性が劣化するようになる。このため上記範囲で添加するのがよい。
一方、Ｂ群の各元素は、析出強化元素であり、フェライトの強度向上と疲労特性の向上に寄与する。各々０．００２％未満ではかかる作用が過少であり、一方０．３％超では強度が高くなりすぎて、延性が劣化するようになる。このため上記範囲で添加するのがよい。
【００１７】
次に、本発明の熱延鋼板の組織について説明する。
本発明の熱延鋼板は、板厚中心部（幅方向の中央部において板厚中心を中心として板厚方向に１００μm 、板幅方向に１００μm の部分）の組織において、方位差１５°以上の大角粒界で囲まれたフェライト相の有効結晶の平均粒径Ｄが２．０〜１５μm とされ、一方板表面から１００〜２００μm 深さの表層部においては、前記有効結晶の平均粒径ｄが中心部の有効結晶の平均粒径Ｄに対してｄ≦０．２×Ｄとされる。
【００１８】
本発明において、板厚の中心部であれ、表層部であれ、その組織について、方位差１５°以上の大角粒界で囲まれたフェライト相の有効結晶粒を問題にするのは、方位差が１５°未満の結晶粒の集合体はあたかも一つの結晶粒のように挙動し、その粒界はＹＰ、ＴＳ、Ｅｌ、疲労強度などの機械的特性を左右する粒界として働かない。このため、機械的特性を考察するに際しては前記有効結晶粒を単位粒として観察することが有効だからである。かかる取り扱いは、例えば特開２００１−３５５０４０号公報に記載された熱延鋼板の靭性評価においても採用されている。
【００１９】
本発明において、板厚中心部におけるフェライト相の有効結晶の平均粒径を２〜１５μm とするのは、ＹＲを高くなり過ぎないようにして加工性を確保しつつ、良好な強度−延性バランスを得るためである。すなわち、２μm 未満では、ＹＲが高くなり過ぎ、加工性が劣化する。一方、１５μm 超になると、強度劣化が著しくなり、強度−延性バランスが劣化する。このため、有効結晶の平均粒径の下限を２．０μm 、好ましくは２．５μm とし、その上限を１５μm 、好ましくは１０μmとする。なお、前記有効結晶の平均粒径を満足する限り、中心部の組織は特に限定されないが、本発明の成分系では、通常、フェライト単相組織、ベイナイト単一組織、フェライト＋ベイナイトの複合組織、フェライト＋パーライトの複合組織、フェライト＋マルテンサイトの複合組織で構成される。
【００２０】
一方、表層部における前記有効結晶の平均粒径ｄをｄ≦０．２Ｄとすることで、低ＹＲを確保すべく、中心部を適度な大きさの粒径に調整した場合でも、表層部が十分に微細化され、加工性を損なうことなく、疲労特性を改善することができる。なお、熱延鋼板の表層の機械的特性を評価するに際して、本発明において、表層部を板表面から定義せず、板表面から１００〜２００μm の部位とするのは、疲労亀裂の発生、伝播は、表面直下部の組織はにあまり影響を受けず、最表面から少し離れた当該部位の組織に一番影響を受け、この部位の有効結晶の粒径が重要だからである。
【００２１】
表層部の組織については、その有効結晶が前記ｄ≦０．２Ｄの条件を満足する限り、特に限定されないが、本発明の成分系では、フェライトが主相（フェライト相が９０％以上）であり、第２相として微細な炭化物、残留オーステナイトから形成される。
【００２２】
次に、上記熱延鋼板の好適な製造方法について、図１の加工熱処理線図を参照して説明する。
この製造方法は、図１に示すように、上記化学成分の鋼片（スラブ）をＡｅ３点以上、１３００℃以下の温度１にて加熱保持する加熱工程と、その後、累積圧下量を５０％以上とし、最終圧延温度をＡｅ３点〜（Ａｅ３点＋２００）℃とする第１段圧延２を行う第１段圧延工程と、第１段圧延に引き続いて（Ａｅ３点−３００）〜（Ａｅ３点−１５０）℃の温度域で、圧下率を２０〜６０％とする圧下を少なくとも１回加える第２段圧延を行う第２段圧延工程を有し、第２段圧延後、５００℃以下まで１℃/sec以上の冷却速度４で冷却し、巻き取る巻取り工程５を備える。
【００２３】
前記加熱工程は、鋼片をオーステナイト単相に加熱する工程である。加熱保持温度がＡｅ３点未満ではオーステナイト単相にすることができず、一方１３００℃を超えるとオーステナイトが粗大になり過ぎて最終組織が十分に微細化しないようになる。なお、保持時間は１０min 以上とすることが好ましい。
【００２４】
前記第１段圧延により、第２段圧延前にオーステナイトが均一微細化される。最終圧延温度がＡｅ３点未満では、十分にオーステナイトを微細化しないうちに変態が始まるため、最終組織が混粒化する。一方、（Ａｅ３点＋２００）℃超になると、オーステナイトが粗大化し、良好な機械的特性が得られないようになる。また、累積圧下量が５０％未満でも、オーステナイトが十分に微細化せず、ひいては最終組織も微細化しない。
【００２５】
前記第２段圧延により、Ａｅ３点から適度に低い温度域、つまりオーステナイトから低温相への変態が一定以上終了した状態で適当な圧下量の加工を加えることにより、表層部が加工発熱により瞬時にＡｅ３点以上に再加熱され（図１中、６）、その後Ａｅ３以下に急冷されることにより表層部のみが微細フェライト組織となる。中心部は加工発熱が小さいためＡｅ３点を超えることなくそのまま冷却され、適度に大きい粒径サイズの組織が得られる。圧延温度が（Ａｅ３点−３００）℃未満では、温度が低くなり過ぎて、所定の圧下を加えても表層部の温度がＡｅ３点を超えず、微細組織が得られないようになる。一方、（Ａｅ３点−１５０）℃超では、変態が十分に進行していない段階で加工を加えることになるため、やはり組織が微細化しない。また、１パスの圧下量が２０％未満では、上記温度範囲では組織の微細化が困難になる。また、１パスの圧延で６０％を超える圧下を加えと、中心部まで加工発熱が大きくなり、表層部だけでなく、全体が微細化してＹＲが上昇するようになる。このため、圧下量は６０％以下に止める。
【００２６】
第２段圧延後の冷却速度は、圧延により得られた微細組織を粗大化させないようにするため、５００℃まで１℃/sec以上、好ましくは５℃/sec以上の速度で冷却する。冷却停止温度が５００℃超、あるいは冷却速度が１℃/sec未満では組織が粗大化するおそれがある。その後、５００℃未満の温度で巻き取られる。
【００２７】
上記製造方法は、通常の熱間圧延設備で実施することができ、生産性に優れるものであるが、本発明の熱延鋼板を製造するにはこの方法に限るものではなく、例えば第２段圧延に変えて、高周波加熱装置を用いて鋼板表面を急速加熱、急速冷却することで、製造することもできる。
次に、本発明の熱延鋼板及びその製造方法を実施例を挙げてより具体的に説明するが、本発明はかかる実施例により限定的に解釈されるものではない。
【実施例】
【００２８】
表１に示す鋼種を真空熔解により溶製し、鋳造して鋼片を得た。同表中のＡｅ３点は、計算ソフト（Thermo-Calc Sotware AB社製のThermo-Calc）を用いて算出した。
前記鋼片を小型圧延機で分塊圧延し、表２に示す板厚の厚板を製造した。その厚板から２００mm×１２０mm平面のスラブを切出し、表２に示す加熱温度、加熱時間で加熱保持した後、一部のプロセス（No. ａ，ｋ）を除き、同表に示す第１段圧延および第２段圧延を施した。表２中、第２段圧延の「圧延温度」は圧延開始温度を意味する。なお、第１段圧延は、１パスの圧下量を３０〜６０％として多パス圧延を行った。また、最終板厚は全て３mmとした。
第２段圧延後、５００℃（表２中のプロセスNo. ｇを除く。）まで同表に示す冷却速度にて冷却し、巻取りを模擬するため、５００℃（プロセスNo. ｇは４００℃）で３０分保持した後、炉冷した。
また、プロセスNo. ｋは、特許文献４に従って、第１段圧延（熱間圧延）後、８００℃まで５０℃／sec で冷却し、表層部の歪が０．５になるような曲げ曲げ戻し加工を加えた後、５０℃／sec で４５０℃まで急冷し、巻取りを模擬するため４５０℃で３０分保持した後、炉冷したものである。
【００２９】
上記のようにして製造された熱延鋼板の幅方向の中央部において、板厚の中心部（板厚方向に１００μm 、幅方向に１００μm の領域）、板面から１００〜２００μm の深さの表層部（幅方向に１００μm の領域）について、３視野測定し、フェライト相の有効結晶の平均粒径を求めた。一部の試料（No. １，２及び３０）については板表面から板厚方向の粒径分布を調べた。これらの測定結果を表３、図３に示す。表層部については、フェライト相の面積率も求めた。表３の組織中、Ｆはポリゴナルフェライト、Ｂはベイナイト、Ｐはパーライト、θはセメンタイトである。
【００３０】
前記有効結晶の平均粒径の測定方法は以下のとおりである。フェライト−フェライト間の方位差が１５°以上となる点を有効結晶粒界としてフェイズマップ上にマッピングし、有効結晶粒界で囲まれたフェライト相の面積を画像ソフト（Micromedia社製のImage-Pro）を用いて測定し、各粒の面積から円相当径を求め、その平均値を平均粒径とした。観察装置は、ショットキー電界放出型走査電子顕微鏡（ＦＥ−ＳＥＭ）（Philips社製XL30S-FEG）、ＥＢＳＰシステム（テクセムラボラトリーズ製ＯＩＭシステム（ver. 4.0））を用い、ステップ間隔０．２５μm の測定条件にて測定した。その一例（試料No. ２）を図３に示す。また、フェライト相の面積率については、平均粒径の測定の際に求めたフェライト相の面積を測定領域の面積で除して求めた。
【００３１】
さらに、各試料の熱延鋼板を用いて、引張試験、疲労試験により機械的性質を調べた。引張試験は、鋼板の表裏面を０．０５mm研削し、その後、ＪＩＳＺ２２０１記載の５号試験片に加工し、ＪＩＳＺ２２４１に従って実施した。また、疲労試験は、鋼板表裏面を０．０５mmずつ研削し、その後、ＪＩＳＺ２２７５記載の平面曲げ疲れ試験に従って、疲労限度（ＦＬ）を測定した。成形加工性の点から、ＹＲは０．８以下を良好と評価できる。また、強度−延性バランスは、ＴＳ×ＥＬ値で１５０００ＭＰａ％以上を、疲労限度比（ＦＬ／ＴＳ）は０．６以上を良好と評価できる。これらの測定結果を表４に併せて示す。
【００３２】
表３及び表４より、従来の熱間圧延条件に相当する圧延を行った試料No. １（比較例）は、中心部と表層部の有効結晶の平均粒径の比（ｄ／Ｄ）が不可避的に大きくなるため、疲労限度比が高く、十分な疲労特性が得られていない。これに対して実施例に該当する試料No. ２〜１７、２３および２４の熱延鋼板は、ＹＲが０．８以下で、強度−延性バランスが１５０００ＭＰａ以上あり、しかも疲労限度比も全て０．６以上あり、優れた加工性と疲労特性とを兼備していることがわかる。
【００３３】
一方、比較例の試料No. １８はＣ量が、No. ２０はＳｉ量が多過ぎ、強度が高くなり過ぎたため、ＴＳ×ＥＬバランスが低下した。また、No. ２１は、Ｍｎ量が高過ぎるため、ＹＲが高くなり過ぎ、またＴＳ×ＥＬバランスも低下した。No. ２２は、成分は適正であるが、第１段圧延の累積圧下量が小さ過ぎるため、中心部の平均粒径が粗大になり、ＴＳ×ＥＬバランスが低下した。No. ２５は、第２段圧延の圧延温度が高過ぎ、圧延前に変態が十分に進行しなかったため、圧延時の加工発熱を活用した表層部の微細化を行うことができず、中心部と表層部の平均粒径比を小さくできず、このため十分高い疲労限度比が得られなかった。一方、No. ２６は第２段圧延の圧延温度が低過ぎ、圧延時の加工発熱を用いても表層部の温度が逆変態を起こす温度まで上昇せず、組織を微細化することができず、中心部と表層部の平均粒径比を小さくできなかった。その結果、十分疲労限度比が低下した。また、No. ２７は、第２段圧延の圧下量が小さかったため、表層部での加工発熱量が少なく、逆変態が起こる温度まで温度が上昇せず、表層部の組織微細化ができなかったため、中心部と表層部の平均粒径比を小さくできず、疲労限度比が低下した。一方、No. ２８は熱延後の冷却速度が小さかったため、冷却中に表層部の微細組織が粗大化し、表層部の粒径が大きくなり、結局、中心部と表層部の平均粒径比を小さくできず、疲労限度比を十分に高めることができなかった。No. ２９は、第１段圧延の圧延温度が低いため、中心部の組織が微細化し、その結果、ＹＲが上昇した。また、No. ３０は、第２段圧延の代わりに、曲げ・曲げ戻し加工を施し、結晶粒を表面が細かくなるように傾斜状組織としたものであるが、表層部を平均粒径０．４５μm の微細粒とすると中心部も０．８μmの微細粒になり、中心部を十分大きな粒径にすることができなかったので、ＹＲが０．９５と高くなり、十分な加工性を確保することができなかった。
【００３４】
図４は、試料No. １〜３０を用いて、中心部の有効結晶の平均粒径とＹＲとの関係を整理した図であり、２μm 超では、それ以下に比してＹＲが著しく高くなることがわかる。一方、図５は、試料No. １〜３０を用いて、平均粒径比ｄ／ＤとＹＲ及び疲労限度比との関係を示した図であり、ＹＲ≦０．８、疲労限度比≧０．６を同時に満足するにはｄ／Ｄを０．２以下にする必要があることを示している。
【００３５】
【表１】
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【００３６】
【表２】
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【００３７】
【表３】
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【００３８】
【表４】
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【図面の簡単な説明】
【００３９】
【図１】実施形態にかかる製造方法の温度−加工模式線図を示す。
【００４０】
【図２】実施例における板表面からの板厚方向深さと有効結晶の平均粒径との関係を示す粒径分布図である。
【図３】実施例におけるフェライト相の有効結晶粒の観察結果を示す有効結晶粒界マップ図を示す。
【図４】実施例における中心部の有効結晶の平均粒径とＹＲとの関係を示すグラフ図である。
【図５】実施例における中心部の有効結晶の平均粒径Ｄに対する表層部の有効結晶の平均粒径ｄの比ｄ／ＤとＹＲ及び疲労限度比との関係を示すグラフ図である。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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