(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：0.05〜0.19、Ｓｉ：0.05〜1.0、Ｍｎ：0.3〜2.5、P：0.03以下、Ｓ：0.025以下、Ｔｉ：0.005〜0.1、Ｃｒ：0.03〜1.0、Ｓｏｌ．Ａｌ：0.005〜0.1、Ｎ：0.0005〜0.01、Ｂ：0.0001〜0.01、かつ（Ａ）を満たし、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる鋼の表層部において、ミクロ組織の面分率の80％以上がベイナイトであり、ビッカース硬さＨvが210以上300以下であり、ベイナイトの長軸長さの平均値が5μｍ以下であり、更に平均粒界炭化物粒径が0.5μｍ以下であることを特徴とする疲労特性と曲げ成形性に優れた機械構造鋼管用熱延鋼板。
3Ｃ≦0.27Ｍｎ＋0.2Ｃｒ＋0.05Ｃｕ＋0.11Ｎｉ＋0.25Ｍｏ≦3Ｃ＋0.3・・・（Ａ）
但し、（Ａ）式のＣ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏの値は質量％。
【請求項２】
請求項１に記載の鋼が、更に、質量％で、
ベイナイト生成促進元素群として、
Ｃｕ：0.005〜1.0、Ｎｉ：0.005〜1.0、Ｍｏ：0.02〜1.0、
結晶と粒界炭化物微細化元素群として、
Ｎｂ：0.003〜0.2、Ｖ：0.001〜0.2、
介在物形態制御元素群として、
Ｃａ：0.0001〜0.02、Ｍｇ：0.0001〜0.02、Ｚr：0.0001〜0.02、ＲＥＭ：0.0001〜0.02
の中の、１つまたは２つ以上の元素群から選択され、各選択された元素群内の元素１種または２種以上を含有し、かつ（Ａ）式を満たす鋼であることを特徴とする疲労特性と曲げ成形性に優れた機械構造鋼管用熱延鋼板。
3Ｃ≦0.27Ｍｎ＋0.2Ｃｒ＋0.05Ｃｕ＋0.11Ｎｉ＋0.25Ｍｏ≦3Ｃ＋0.3・・・（Ａ）
但し、（Ａ）式のＣ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏの値は質量％。
【請求項３】
請求項１または請求項２において、機械構造鋼管が自動車構造鋼管であることを特徴とする疲労特性と曲げ成形性に優れた機械構造鋼管用熱延鋼板。
【請求項４】
請求項３において自動車構造が自動車足回り部品であることを特徴とする疲労特性と曲げ成形性に優れた機械構造鋼管用熱延鋼板。
【請求項５】
質量％で、Ｃ：0.05〜0.19、Ｓｉ：0.05〜1.0、Ｍｎ：0.3〜2.5、P：0.03以下、Ｓ：0.025以下、Ｔｉ：0.005〜0.1、Ｃｒ：0.03〜1.0、Ｓｏｌ．Ａｌ：0.005〜0.1、Ｎ：0.0005〜0.01、Ｂ：0.0001〜0.01、かつ（Ａ）式を満たし、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる鋼スラブを1070℃以上1300℃以下に加熱した後、仕上げ圧延温度を850℃以上1070℃以下とする熱間圧延を施し、仕上げ圧延後（Ｂ）式に示す冷却速度Ｖc(℃/sec)で300℃以下まで冷却することを特徴とする疲労特性と曲げ成形性に優れた機械構造鋼管用熱延鋼板の製造方法。
3Ｃ≦0.27Ｍｎ＋0.2Ｃｒ＋0.05Ｃｕ＋0.11Ｎｉ＋0.25Ｍｏ≦3Ｃ＋0.3・・・（Ａ）
1.2/Ｃ≦Ｖc≦1.8/Ｃ・・・（Ｂ）
但し、（Ａ）式、（Ｂ）式のＣ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏの値は質量％。
【請求項６】
質量％で、Ｃ：0.05〜0.19、Ｓｉ：0.05〜1.0、Ｍｎ：0.3〜2.5、P：0.03以下、Ｓ：0.025以下、Ｔｉ：0.005〜0.1、Ｃｒ：0.03〜1.0、Ｓｏｌ．Ａｌ：0.005〜0.1、Ｎ：0.0005〜0.01、Ｂ：0.0001〜0.01を含有し、更に
ベイナイト生成促進元素群として、
Ｃｕ：0.005〜1.0、Ｎｉ：0.005〜1.0、Ｍｏ：0.02〜1.0、
結晶と粒界炭化物微細化元素群として、
Ｎｂ：0.003〜0.2、Ｖ：0.001〜0.2、
介在物形態制御元素群として、
Ｃａ：0.0001〜0.02、Ｍｇ：0.0001〜0.02、Ｚr：0.0001〜0.02、ＲＥＭ：0.0001〜0.02
の中の、１つまたは２つ以上の元素群から選択され、各選択された元素群内の元素１種または２種以上を含有し、かつ（Ａ）式を満たし、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる鋼スラブを1070℃以上1300℃以下に加熱した後、仕上げ圧延温度を850℃以上1070℃以下とする熱間圧延を施し、仕上げ圧延後（Ｂ）式に示す冷却速度Ｖc(℃/sec)で300℃以下まで冷却することを特徴とする疲労特性と曲げ成形性に優れた機械構造部鋼管用熱延鋼板の製造方法。
3Ｃ≦0.27Ｍｎ＋0.2Ｃｒ＋0.05Ｃｕ＋0.11Ｎｉ＋0.25Ｍｏ≦3Ｃ＋0.3・・・（Ａ）
1.2/Ｃ≦Ｖc≦1.8/Ｃ・・・（Ｂ）
但し、（Ａ）式、（Ｂ）式のＣ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏの値は質量％。
【請求項７】
請求項５または請求項６において、機械構造鋼管が自動車構造鋼管であることを特徴とする疲労特性と曲げ成形性に優れた機械構造鋼管用熱延鋼板の製造方法。
【請求項８】
請求項７において、自動車構造が自動車足回り部品であることを特徴とする疲労特性と曲げ成形性に優れた機械構造鋼管用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、疲労特性と曲げ成形性に優れた機械構造鋼管用熱延鋼板とその製造方法に関するものである。本発明の機械構造鋼管としては、例えば、自動車構造鋼管、自動車足回り部品鋼管等がある。
【背景技術】
【０００２】
機械構造用鋼材は、一般機械、産業機械、建設機械、輸送機械（自動車、輸送車両など）等で使用される部材や部品用の素材として産業界で広く使用されてきている。前記鋼材のひとつに、筒状中空体の機械構造鋼管と、その機械構造鋼管用の素鋼板（例えば熱延鋼板（熱延鋼帯含む））がある。前記の鋼管および鋼管用素鋼板（例えば熱延鋼板（熱延鋼帯含む））については、使用時の繰り返し荷重による疲労特性と部材や部品加工のために曲げ成形性が要求される。機械構造鋼管の中でも自動車構造鋼管は、自動車の保安部材にも適用されるので、曲げ成形性ばかりでなく、特に優れた疲労特性が要求される。この自動車構造鋼管の一例に自動車足回り部品鋼管がある。自動車足回り部品としては、自動車の左右の車輪間に配置されるアクスルビームや、その周辺のサスペンション部材などがある。これらは、いずれも走行中に繰り返して衝撃荷重やねじり荷重等を受けるため、高い強度とともに高い疲労特性が必要である。また、自動車構造部材、特に自動車足回り部品は、複雑な部品形状に加工する場合が多く高い成形性が必要である。特に、曲げ半径Ｒの小さな曲げ成形を施す部材や部品においては、極めて高い曲げ成形性が必要である。
【０００３】
例えば、自動車足回り部品である自動車アクスルビームについては、特許文献１に示されるように筒状の被加工体（例えば鋼管）の内面に液体圧力を付与しつつプレス加工する方法とその方法で得られる異型断面筒状体のアクスルビームが提案されている。このアクスルビーム素材として、高い疲労特性と高い曲げ成形性を有する鋼材（例えば、機械構造鋼管、自動車構造鋼管、自動車足回り部品鋼管やそれら鋼管の素鋼板）が望まれているが、現状、必ずしも疲労特性と曲げ成形性とを十分に満足する鋼管及び鋼管用素鋼板(鋼帯含む)は得られていない。そのため、鋼管をプレス加工した後に焼入れや焼鈍などの硬化熱処理を行って部材や部品の疲労特性や強度を所望レベルまで向上しているのが現状である。こうした硬化熱処理を行うと部材や部品のコストが高くなることは勿論であるが、熱処理を施すことから部材や部品の形状が変化して追加矯正が必要になる場合があったり、部材や部品が軟化する場合には追加の強化手段（例えば表面硬質化処理など）が必要になることがあるという問題があった。このために、疲労特性と曲げ成形性に優れた機械構造鋼管（例えば自動車構造鋼管、自動車足回り部品鋼管など）およびその鋼管用素材となる鋼板（鋼帯含む）が産業界で待望されている。
【０００４】
また、疲労特性と各種成形等に必要な加工性（曲げ、液圧、拡管、縮管などの加工性）を両立する鋼材（溶接鋼管、溶接鋼管素材用鋼帯）として、特許文献２に示す発明が提案されている。この特許文献２の発明鋼材は、超微細で特定元素比の（Ｔｉ，Ｍｏ）複合炭化物が分散析出したフェライト組織を多量に生成したものである。また、柔らかい相であるフェライト組織の面分率が６０〜１００％と高く、析出物の粒径が極めて小さいために成形性には優れてる。一方、特許文献２の発明鋼材は、柔らかいフェライト組織が多量に生成しているので、残部組織のパーライトやベイナイトは硬質になり、硬い組織がフェライトと入り混じった組織となる。このような組織では、厳しい曲げ成形の際には硬い組織は加工に十分には耐える事ができず割れが発生する可能性がある。更に、鋼管から機械構造部材や自動車構造部材や自動車足回り部品を製造する際には、曲げ成形で割れが生じなくても割れに至らない微小ボイドが鋼中に存在する可能性がある。鋼管が機械構造、自動車構造等で部材や部品として使用され疲労荷重が加わると、部材や部品製造時の曲げ成形で生じた微小ボイドから疲労亀裂が発生し進展する可能性がある。
【特許文献１】特開２００１−３２１８４６
【特許文献２】特開２００３−３２１７４８
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
上記した様に、機械構造（例えば自動車構造、自動車足回り部品など）鋼管や鋼管用素鋼板（特に熱延鋼板）として、今まで十分に疲労特性と曲げ成形性を両立できるものは得られていない。一般的に、鋼材の疲労特性は、鋼材自体か鋼材を加工した部材または部品の強度が高い方が優れる傾向にあり、鋼材の曲げ成形性は、強度が低い方が優れる傾向にある。このために、相反する特性を両立するのは非常に困難である。本発明の目的は、疲労特性に優れかつ曲げ成形性に優れた機械構造鋼管用熱延鋼板、自動車構造鋼管用熱延鋼板、又は自動車足回り部品鋼管用熱延鋼板とそれら鋼板の製造方法を提供する事である。
【課題を解決するための手段】
【０００６】
本発明者らは、疲労特性に優れかつ曲げ成形性に優れた機械構造鋼管用熱延鋼板、（例えば、自動車構造鋼管用熱延鋼板、自動車足回り部品鋼管用熱延鋼板、及びそれら鋼板からなる鋼管）を得るために、熱延鋼板の板厚各部位での微小ボイドの生成や疲労亀裂の発生・進展過程を曲げ成形の加工前後から疲労荷重負荷に至るまで継続して検討した。その結果、本発明者らは、鋼管製の機械構造部材、例えば、鋼管製の自動車構造部材、鋼管製の自動車足回り部品の疲労亀裂が、素鋼板の表層部（鋼表面から深さ0.05mm以内、表面被覆層がある場合には地鉄界面から深さ0.05mm以内）で発生することを新たに見出した。また、前記の鋼管製部材や鋼管製部品の製作時、鋼管を曲げ成形する際の加工割れは、加工歪が最も高い鋼表層部（鋼表面から深さ0.05mm以内、表面被覆層がある場合には地鉄界面から深さ0.05mm以内）で発生することを新たに見出した。更に、曲げ成形加工時に鋼表層部に生じた微小ボイドが、加工後に部材又は部品として使用する際に、疲労亀裂の発生や進展を促進することを新たに見出した。この知見に注目し、鋼表層部のミクロ組織、硬さ、組織の結晶形態、粒界析出物存在状態等に着目して種々検討した結果、本発明者らは、特定条件下において、疲労特性に優れかつ曲げ成形性にも優れた機械構造鋼管用熱延鋼板、自動車構造鋼管用熱延鋼板、または自動車足回り部品鋼管用熱延鋼板が得られる事を新たに見出したものである。つまり、鋼表層部の組織を均一微細でベイナイト組織主体に制御し中程度に硬くし、更に粒界析出炭化物を微細化する事で目的とする特性を有する鋼管用素鋼板が得られる。その上、前記の特定条件を工業的に有利に得る方法を検討して、本発明者らは、好適な成分系と製造プロセスを得るに至った。なお、この表層部の特定条件は、鋼板板厚0.7〜20mmの鋼管用素鋼板において十分に有効でり、更に本発明鋼板とは鋼帯も含むものである。
【０００７】
本発明の要旨は、（１）質量％で、Ｃ：0.05〜0.19、Ｓｉ：0.05〜1.0、Ｍｎ：0.3〜2.5、P：0.03以下、Ｓ：0.025以下、Ｔｉ：0.005〜0.1、Ｃｒ：0.03〜1.0、Ｓｏｌ．Ａｌ：0.005〜0.1、Ｎ：0.0005〜0.01、Ｂ：0.0001〜0.01、かつ（Ａ）式を満たし、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる鋼の表層部において、ミクロ組織の面分率の80％以上がベイナイトであり、ビッカース硬さＨvが210以上300以下であり、ベイナイトの長軸長さの平均値が5μｍ以下であり、更に平均粒界炭化物粒径が0.5μｍ以下であることを特徴とする疲労特性と曲げ成形性に優れた機械構造鋼管用熱延鋼板。
3Ｃ≦0.27Ｍｎ＋0.2Ｃｒ＋0.05Ｃｕ＋0.11Ｎｉ＋0.25Ｍｏ≦3Ｃ＋0.3・・・（Ａ）
但し、（Ａ）式のＣ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏの値は質量％。
尚、本発明の鋼の表層部とは、鋼板（鋼帯含む）の鋼表面から厚み方向に0.05mm以内の部位である。但し、ビッカース硬さＨvは、鋼板（鋼帯含む）の鋼表面から厚み方向に0.05mm深さ位置の値とする。
【０００９】
（２）上記（１）の鋼が、更に、質量％で、
ベイナイト生成促進元素群として、
Ｃｕ：0.005〜1.0、Ｎｉ：0.005〜1.0、Ｍｏ：0.02〜1.0、
結晶と粒界炭化物微細化元素群として、
Ｎｂ：0.003〜0.2、Ｖ：0.001〜0.2、
介在物形態制御元素群として、
Ｃａ：0.0001〜0.02、Ｍｇ：0.0001〜0.02、Ｚr：0.0001〜0.02、ＲＥＭ：0.0001〜0.02
の中の１つまたは２つ以上の元素群から選択され、各選択された元素群内の元素１種または２種以上を含有し、かつ（Ａ）式を満たす鋼であることを特徴とする疲労特性と曲げ成形性に優れた機械構造鋼管用熱延鋼板。
3Ｃ≦0.27Ｍｎ＋0.2Ｃｒ＋0.05Ｃｕ＋0.11Ｎｉ＋0.25Ｍｏ≦3Ｃ＋0.3・・・（Ａ）
但し、（Ａ）式のＣ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏの値は質量％。
【００１０】
（３）上記の（１）または（２）において、機械構造鋼管が自動車構造鋼管であることを特徴とする疲労特性と曲げ成形性に優れた機械構造鋼管用熱延鋼板。
【００１１】
（４）上記の（３）において、自動車構造が自動車足回り部品であることを特徴とする疲労特性と曲げ成形性に優れた機械構造鋼管用熱延鋼板。
【００１２】
（５）質量％で、Ｃ：0.05〜0.19、Ｓｉ：0.05〜1.0、Ｍｎ：0.3〜2.5、P：0.03以下、Ｓ：0.025以下、Ｔｉ：0.005〜0.1、Ｃｒ：0.03〜1.0、Ｓｏｌ．Ａｌ：0.005〜0.1、Ｎ：0.0005〜0.01、Ｂ：0.0001〜0.01、かつ（Ａ）式を満たし、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる鋼スラブを1070℃以上1300℃以下に加熱した後、仕上げ圧延温度を850℃以上1070℃以下とする熱間圧延を施し、仕上げ圧延後（Ｂ）式に示す冷却速度Ｖc (℃/sec)で300℃以下まで冷却することを特徴とする疲労特性と曲げ成形性に優れた機械構造鋼管用熱延鋼板の製造方法。
3Ｃ≦0.27Ｍｎ＋0.2Ｃｒ＋0.05Ｃｕ＋0.11Ｎｉ＋0.25Ｍｏ≦3Ｃ＋0.3・・・（Ａ）
1.2/Ｃ≦Ｖc≦1.8/Ｃ・・・（Ｂ）
但し、（Ａ）式、（Ｂ）式のＣ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏの値は質量％。
【００１３】
（６）質量％で、Ｃ：0.05〜0.19、Ｓｉ：0.05〜1.0、Ｍｎ：0.3〜2.5、P：0.03以下、Ｓ：0.025以下、Ｔｉ：0.005〜0.1、Ｃｒ：0.03〜1.0、Ｓｏｌ．Ａｌ：0.005〜0.1、Ｎ：0.0005〜0.01、Ｂ：0.0001〜0.01、を含有し、更に
ベイナイト生成促進元素群として、
Ｃｕ：0.005〜1.0、Ｎｉ：0.005〜1.0、Ｍｏ：0.02〜1.0
結晶と粒界炭化物微細化元素群として、
Ｎｂ：0.003〜0.2、Ｖ：0.001〜0.2、
介在物形態制御元素群として、
Ｃａ：0.0001〜0.02、Ｍｇ：0.0001〜0.02、Ｚr：0.0001〜0.02、ＲＥＭ：0.0001〜0.02
の中の１つまたは２つ以上の元素群から選択され、各選択された元素群内の元素１種または２種以上を含有し、かつ（Ａ）式を満たし、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる鋼スラブを1070℃以上1300℃以下に加熱した後、仕上げ圧延温度を850℃以上1070℃以下とする熱間圧延を施し、仕上げ圧延後（Ｂ）式に示す冷却速度Ｖc (℃/sec)で300℃以下まで冷却することを特徴とする疲労特性と曲げ成形性に優れた機械構造鋼管用熱延鋼板の製造方法。
3Ｃ≦0.27Ｍｎ＋0.2Ｃｒ＋0.05Ｃｕ＋0.11Ｎｉ＋0.25Ｍｏ≦3Ｃ＋0.3・・・（Ａ）
1.2/Ｃ≦Ｖc≦1.8/Ｃ・・・（Ｂ）
但し、（Ａ）式、（Ｂ）式のＣ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏの値は質量％。
【００１４】
（７）前記の（５）または（６）記載の方法において、機械構造鋼管が自動車構造鋼管であることを特徴とする疲労特性と曲げ成形性に優れた機械構造鋼管用熱延鋼板の製造方法。
【００１５】
（８）前記の（７）記載の方法において、自動車構造が自動車足回り部品であることを特徴とする疲労特性と曲げ成形性に優れた機械構造鋼管用熱延鋼板の製造方法。
但し、前記の（５）、６、（７）、（８）は、いずれも、鋼の表層部において、ミクロ組織の面分率の80％以上がベイナイトであり、ビッカース硬さＨvが210以上300以下であり、ベイナイトの長軸長さの平均値が5μｍ以下であり、更に平均粒界炭化物粒径が0.5μｍ以下である機械構造鋼管用、自動車構造鋼管用、或は自動車足回り部品鋼管用の熱延鋼板（鋼帯含む）に好適な製造方法である。尚、ビッカース硬さＨvは、鋼の表面から0.05mm深さ位置の値である。
【発明の効果】
【００１６】
本発明の機械構造鋼管用熱延鋼板、自動車構造鋼管用熱延鋼板、または自動車足回り部品鋼管用熱延鋼板は、鋼の表層部（鋼表面から０．０５ｍｍ深さまでの部位、但し、地鉄表面上にスケール層、機能付与被覆層（メッキ処理層、溶射層、窒化処理層など）がある場合には、地鉄界面から０．０５ｍｍ深さまでの部位、但しビッカース硬さＨvは地鉄界面から０．０５ｍｍ深さ位置）において、次の要件(a)、(b)、(c)、(d)を全て満足するため、疲労特性と曲げ成形性の両方がともに優れる。
(a)ミクロ組織面分率の80％以上(100％以下)がベイナイト組織。
(b)ビッカース硬さＨvが210以上300以下。
(c)ベイナイトの長軸長さの平均値が5μm以下。
(d)平均粒界炭化物粒径が0.5μｍ以下。
但し、要件(b)の硬さは、鋼表面（または地鉄界面）近傍ではビッカース圧痕が適切に得られ難いので、鋼の表面から0.05mm深さ位置のＨv値を鋼の表層部ビッカース硬さＨvとすれば良い。
【００１７】
本発明の鋼管用熱延鋼板（鋼帯含む）は、疲労亀裂が発生し難く、疲労亀裂の進展速度も極めて遅く疲労特性に優れる。その理由は、要件(a)により、鋼表層部の組織がほぼ均一でベイナイト組織であるので疲労損傷が局所化せず、かつ要件(b)のようにＨvが210以上であるから疲労亀裂の起点となる鋼表層部の硬さが硬く疲労亀裂が発生し難い。更に要件(c)のようにベイナイトの長軸長さの平均値が5μm以下であるから疲労亀裂の進展抵抗を高める結晶粒界の面積が大きく、その上要件(d)のように平均粒界炭化物粒径が0.5μｍ以下と微細であるから結晶粒界の強度が高く、疲労亀裂の進展抵抗が高い。鋼管を曲げ成形加工した後に、鋼表層部に微小ボイドが生成し難いので、この微小ボイド起因の疲労亀裂の発生・進展を抑制することが出来る。
【００１８】
また本発明の各鋼管用熱延鋼板は、曲げ成形性にも優れる。その理由は、要件(a)と要件(b)を満足するので、鋼表層部の組織がほぼ均一で鋼表層部の硬さがＨｖ300以下であり硬さが過度に硬すぎない。更に要件(c)と要件(d)を満足するので曲げ成形の際に割れの起点となる鋼表層部の結晶が微細で靭性が高く、微細な粒界炭化物により結晶粒界の強度が高い。また、要件(a)、(b)、(c)、(d)を組合せた場合には、加工割れまで至らない鋼表層部の微小ボイトの生成も防ぐことが可能である。
【００１９】
前記の要件(a)、(b)、(c)、(d)は、いずれも鋼表層部の限定要件であるが、鋼の表層部以外（例えば板厚の中心部、１／４部など）で満足していても良い。鋼管用素鋼板の板厚の中心部や１／４部で、上記(a)、(b)、(c)、(d)の限定要件の一つ又は二つ以上を満足しても本発明を逸脱するものではない。
【００２０】
従って本発明により得られた熱延鋼板（鋼帯含む）は、相反する特性である疲労特性と曲げ成形性が共に優れるので、この両特性が要求される機械構造部材、自動車構造部材、自動車の足回り部品の素材（例えば鋼管または鋼管用素鋼板）として適する。例えば特許文献１の[発明の属する技術分野]に示す異型断面筒状部品の素材としても、本発明の熱延鋼板（鋼帯含む）およびその鋼板（鋼帯含む）からなる鋼管は適用できる。本発明の鋼板（鋼帯含む）は、素材として十分な曲げ成形性を有するので前記の機械構造部材、例えば、自動車構造部材や自動車足回り部品に曲げ半径Ｒの小さな部位がある場合でも曲げ成形時に成形割れを防ぐことができる。また曲げ成形では割れに至らないが、部材又は部品の疲労特性を低下させる鋼表層部での局所的な微小ボイドの形成を抑制できる。部品又は部材としても十分な疲労特性を有する。このために、本発明の鋼板からなる鋼管、及びその鋼管からなる部材又は部品は、成形後の硬質化又は高強度化等の熱処理を省略できる。前記の熱処理の省略により、熱処理コストの削減が可能である。更に熱処理時の酸化スケールが付着するのを防止できて前記部材又は部品の外観品位を損なわないばかりか、前記の熱処理に起因する形状変化も防止できる等、多くの利点がある。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２１】
本発明の鋼の表層部とは鋼の表面から0.05mm深さまでの部分であるが、要件(b)については、鋼表面から0.05mm深さ位置としても良い。鋼の板厚の中心部や１／４の組織、硬さ、結晶粒径、析出物が変化しても疲労特性や曲げ成形性はほとんど変わらない。
前記のように、本発明者らは、鋼中に微小ボイド（例えば、ボイド径が１μｍ以下）が存在する場合でも、素鋼管を曲げ成形した部材や部品では、鋼管の曲げ成形で鋼表層部に生成した微小ボイドのみが、疲労特性の低下に影響を与えることを新たに見出した。
本発明によれば、板厚0.7〜20mmの熱延鋼板、及びその板厚の熱延鋼板（鋼帯含む）からなる鋼管が可能であり、引張強度が５９０ＭＰａ級、６８５ＭＰａ級、７８０ＭＰａ級、８６５ＭＰａ級の鋼管用熱延鋼板に好適である。
【００２２】
本発明において、鋼の表層部の組織、硬さ、結晶粒径、粒界炭化物に係る前記要件(a)〜(d)の限定理由について以下に述べる。
鋼の表層部のベイナイトの組織面分率と疲労特性の指標である疲労限と曲げ成形性の指標である限界曲げ率との関係を図１、図２に示す。図１と図２は、前記の鋼の表層部の要件(b)、(c)、(d)を範囲境界付近で満足する場合の結果である。なお、ベイナイト組織面分率は鋼表層部（地鉄界面から深さ0.05mm以内）の値である。
図１に示すように疲労限は、ベイナイトの面分率が８０％に至るまで急激に向上し、ベイナイトの面分率８０％で４００ＭＰａ以上と極めて高い値となりほぼ安定化する。また図２に示すように限界曲げ歪は、ベイナイトの面分率が８０％まで急激に向上し、８０％で３５％以上と高くなる。ベイナイトの組織面分率は１００％に近い方が好ましく１００％でもかまわないが、ベイナイトの残部組織として、フェライト、パーライト、マルテンサイト、残留オーステナイトの一種または２種以上の合計が２０％以下含有する場合でも、鋼の表層部が前記の(b)、(c)、(d)の要件を同時に満足する場合には、本発明の効果は十分に得られる。このために鋼の表層部の要件(a)のベイナイトの組織面分率は８０％以上必要である。
ベイナイトより軟質な相が鋼表層部に過度に存在する場合には、その軟質な相中に、微小ボイドや疲労亀裂が発生し易い。又、ベイナイトより硬質な相が鋼表層部に過度に存在する場合には、硬質な相とベイナイト相との界面やその界面付近で、微小ボイドや疲労亀裂が発生し易い。ベイナイトより軟質な相としてはフェライト、パーライト、安定的な残留オーステナイトなどがあり、ベイナイトより硬質な相としてはマルテンサイト、加工誘起マルテンサイトを生成する不安定な残留オーステナイトなどがある。
【００２３】
鋼の表層部ビッカース硬さＨvが210以上300以下の中程度であるので、部材又は部品として疲労亀裂の起点となる鋼表層部の硬さが比較的に硬いにも関わらず、部材又は部品用素材（鋼管用熱延鋼板）の曲げ成形の際に微小ボイドが下記の要件(c)と要件(d)との組合せによって発生せず、更に、部材又は部品として使用時に疲労荷重を受けても微小ボイド起因の疲労亀裂の発生・進展が鋼表層部では起き難い。
ビッカース硬さＨｖが210未満では、表層部のベイナイトの組織面分率が８０％以上であっても表層部が軟らかすぎて、疲労荷重を受けた場合には、表層部に疲労亀裂が生成し易いので疲労限がかなり低下する。またビッカース硬さＨｖが300超では、曲げ成形性が極端に低下してしまう。このために鋼の表層部の要件(b)である、ビッカース硬さＨｖは２１０以上３００以下が必要である。
【００２４】
ベイナイトの長軸長さの平均値が5μm以下では、疲労亀裂の進展抵抗を高める結晶粒界の面積が大きく、ベイナイト主体の組織でも曲げ成形性に優れている。
鋼の表層部のベイナイトの長軸長さの平均値と疲労特性の指標である疲労限と曲げ成形性の指標である限界曲げ率との関係を図３、図４に記載する。なお、ベイナイトの長軸長さは鋼表層部（地鉄界面から深さ0.05mm以内）の値である。
図３に示すように前記の楕円長軸長さの平均値が５μｍ超では、疲労亀裂の進展抵抗が著しく低下するので、前記の平均値の増加に伴って疲労限が４００ＭＰａから一気に低下する。また、前記の平均値は、小さい方が好ましいが、５μmあれば結晶微細化による効果は得られる。また図４に示すように前記のベイナイトの長軸長さの平均値が５μｍ超では、結晶粒界の面積が少ないため、曲げ成形性も著しく低下する。よって、鋼の表層部のベイナイトの長軸長さの平均値は５μｍ以下が必要である。尚、前記の長軸長さの平均値は、例えば０．０１μmと極端に細かくても疲労特性に悪影響を及ぼすことはない。このベイナイトの長軸長さは、ベイナイト組織の結晶伸延方向（例えば鋼板の板厚断面での主たる圧延方向）の長軸長さをとればよい。
【００２５】
鋼の表層部の平均粒界炭化物粒径が0.5μｍ以下では結晶粒界の強度が高く疲労亀裂の進展抵抗が高いので疲労特性に優れる。
鋼の表層部の粒界炭化物の平均粒径と疲労特性の指標である疲労限と曲げ成形性の指標である限界曲げ率との関係を図５、図６に記載する。なお、平均粒界炭化物粒径は鋼表層部（地鉄界面から深さ0.05mm以内）の値である。
前記の平均粒径が0.5μｍ超では、曲げ成形試験時に、鋼の表層部のベイナイトの結晶粒界に沿ってボイドが発生し、疲労試験時にそのボイドに沿ってき裂が進展するため、曲げ成形性および疲労特性が急激に低下してしまう。前記の粒界炭化物の平均粒径は小さい方が好ましいが、例えば0.005μｍと極端に細かくても、本発明の鋼板を用いた鋼管からなる前記部材及び部品においては、曲げ成形性を損なうことなく良好な疲労特性が得られる。曲げ加工時には結晶粒界の強度が高いので割れ難く、疲労試験時にも結晶粒界の強度が高いので、亀裂の進展抵抗が高い。
【００２６】
以下に、表層のベイナイト面分率、硬さ、結晶粒サイズ、粒界炭化物粒径の求め方を参考に記す。
ベイナイトの組織面分率は、板厚断面を埋め込み研磨後、３％ナイタール溶液にて腐食し、光学顕微鏡にて４００倍で鋼の表層部（鋼表面から０．０５ｍｍ深さまでの部位、但し、地鉄表面上にスケール層や被覆層（メッキ処理層、溶射層、窒化処理層など）がある場合には、地鉄界面からから０．０５ｍｍ深さまでの部位）のミクロ組織を観察し、ベイナイト部分の面積率を定量化して求めた。
ビッカース硬さは、表面では鋼以外の地鉄上のスケール層や被覆層の影響を受けやすく適切ではない。このために本発明鋼板の表層部の硬さは、正しい硬さが測定できる鋼の地鉄界面から0.05mm深さ位置での硬さを、マイクロビッカース測定機(JIS Z 2244に準拠)で50gfの荷重(試験力0.4903N)で測定した。
ベイナイトの長軸長さ平均値は、ＥＢＳＰ（Electron Back Scattering Pattern）法により結晶方位分布像を観察し、結晶方位の差による色相差から結晶の粒界を特定して、その結晶伸延方向（鋼板の板厚断面での主たる圧延方向）の長軸長さ方向の粒径を測定し、その平均値を算出した。
平均粒界炭化物粒径は、板厚断面を埋め込み研磨後、３％ナイタール溶液にて腐食し、走査型電子顕微鏡にて２０００倍でミクロ組織を観察し、５０μｍ×５０μｍの範囲で粒界に存在する炭化物の粒径を５視野で測定し、その平均値を求めた。
【００２７】
前記の鋼管用熱延鋼板の疲労特性と曲げ成形性は、曲げ疲労試験と、曲げ成形試験を行い評価すれば良い。曲げ疲労試験は、前記の表層部からなる鋼板から長手方向中央部に平行部のある試験片を採取し、周波数30Hzの両振りで、応力条件を変えて試験を行い、疲労限を求めた。また曲げ成形試験は、板厚t=1.2mmの鋼板を、先端に種々の曲率半径ＲのついたＶ字のポンチで押し込み、割れ発生する限界のＲの大きさを調査し、その時の最外表面の曲げ歪の大きさ（限界曲げ歪）を算出して評価した。良好とする判断基準は、疲労限４００ＭＰａ以上の疲労特性と限界曲げ歪３５％以上の曲げ成形性を両立する事とした。
【００２８】
次に、前記の本発明の鋼表層の組織、硬さ、結晶粒サイズ、粒界炭化物粒径を同時に満足するのに好適な鋼組成について述べる。以下の鋼組成は、通常のように鋼板全体の組成で良いが、表層部のみがこの鋼組成であってもかまわない。
Ｃは鋼板で必要とされる強度レベル（例えば５９０ＭＰａ級、６９０ＭＰａ級、７８０ＭＰａ級、８６５ＭＰa級）を得るために0.05％以上が好ましい。一方、0.19％を超えると前記ベイナイトの生成制御が難しく、硬質のマルテンサイトの生成が増え、表層硬さが過剰になり、曲げ成形性が損なわれる場合があり、また靭性が低下して疲労特性に影響する。Ｃの好ましい範囲は、0.05〜0.19％である。
Ｓｉは曲げ加工性や疲労特性を阻害する粗大な酸化物を抑制するための脱酸元素として0.05％以上を含有させることが有効である。一方、1.0％超添加すると鋼管製造時（例えば電縫溶接時）に溶接部にＳｉＯ２起因の欠陥を発生する可能性がある。そこでＳｉの好ましい範囲は0.05〜1.0％とする。
Ｍｎは焼入れ性を確保し、ベイナイト組織を得るために有効であり、そのためには0.3％以上が望ましい。2.5％を超えるとＭｎＯ２による欠陥発生及びＭｎＳによる中心偏析が顕著になる。Ｍｎの好ましい範囲は0.3〜2.5％である。  
Ｐは、結晶粒界に濃化し易く、0.03％超では粒界の疲労強度を低下させる場合がある。このために、Ｐは0.03％以下が望ましい。また、Ｓは、0.025％超では粗大なＭｎＳを形成して曲げ成形性や疲労特性を損なう場合がある。このため、Ｓは0.025％以下が望ましい。
【００２９】
Ｔｉはオーステナイト粒径の粗大化を抑制し、鋼の表層部のベイナイト組織の結晶の微細化を達成するのに有効である。この効果を得るには０．００５％以上含有することが望ましい。一方、０．１％超では、前記の結晶の微細化効果がほぼ飽和し、また粗大なTiNを生成して疲労特性及び曲げ成形性を低下させる可能性がある。このため、Ｔｉは０．００５〜０．１％が好ましい。
【００３０】
Ｃｒは、焼入性を向上し微細なベイナイト組織を得るために有効であり、かつ粒界炭化物を微細化するためにも有効である。これらの効果を得るにはＣｒの含有量は０．０３％以上が好ましい。一方、Ｃｒの含有量が１．０％を超えると、鋼の表層部での硬質なマテンサイトの組織面分率が大幅に増加し所望のベイナイトの組織面分率を得ることが難しくなる場合がある。また、粗大化した炭化物が多くなり、粒界強度の上昇による曲げ成形性および疲労特性の改善効果が低下するか、逆に、曲げ成形性および疲労特性を阻害する可能性がある。Ｃｒは、０．０３〜１．０％が好ましい。
【００３１】
Ｓｏｌ．ＡｌとＮは、前記の部材や部品の素材となる鋼材（例えば鋼管用熱延鋼板や鋼管）の製造過程でＡｌＮを生成してオーステナイト粒の粗大化を抑制してベイナイト組織の結晶粒の微細化を促進するために有効である。Ａｌが０．００５％未満ではその効果が必ずしも十分ではなく、Ａｌが0.1％、Ｎが0.01％を越えると鋼の清浄度が下がるとともに粗大なＡｌＮが生成して曲げ成形性及び／又は疲労特性が低下する場合がある。ＮはＡｌＮの前記オーステナイト粒の粗大化抑制効果を利用するには０．０００５％以上あれば十分である。Ｓｏｌ．Ａｌは０．００５〜０．１％が望ましく、Ｎは０．０００５〜０．０１％が望ましい。
【００３２】
Ｂは鋼の焼入性を向上し、微細なベイナイト組織を得るために極めて有効な元素であり、Ｂが0.0001％未満ではその効果は必ずしも十分でなく、0.01％を超えると粗大な硼化物（硼化炭化物、硼化炭化物、硼化炭窒化物など）を生成し易くなり焼入性を損ない、また曲げ成形の際や疲労荷重が負荷された際に割れ起点や微小ボイドの起点にもなり易い。Ｂは、０．０００１〜０．０１％が好ましい。
【００３３】
次に、本発明において重要である、ベイナイトと粒界炭化物の平均粒径とを微細に制御する際に有効な鋼組成の関係式（Ａ）について説明する。本発明者らは、Ｂ（ホウ素）のベイナイトの生成作用に着目し、微細なベイナイト組織を得るのに好適なベイナイト生成パラメーター、ＢＰ＝0.27Ｍｎ＋0.2Ｃｒ＋0.05Ｃｕ＋0.11Ｎｉ＋0.25Ｍｏと（Ａ）式を新たに見出した。この式はＢのベイナイトの生成促進作用も利用するので、Ｂが鋼（少なくとも鋼の表層部）に０．０００１〜０．０１％含有する場合には有効である。
3Ｃ≦0.27Ｍｎ＋0.2Ｃｒ＋0.05Ｃｕ＋0.11Ｎｉ＋0.25Ｍｏ≦3Ｃ＋0.3・・・（Ａ）
但し、（Ａ）式のＣ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏの値は質量％。
（Ａ）式の0.27Ｍｎ、0.2Ｃｒ、0.05Ｃｕ、0.11Ｎｉ、0.25Ｍｏは、各々0.27×Ｍｎ、0.2×Ｃｒ、0.05×Ｃｕ、0.11×Ｎｉ、0.25×Ｍｏを意味する。
前記ＢＰが3Ｃ未満の場合には、図７、図８に示すように、急激にベイナイト楕円長軸長さや平均粒界炭化物粒径が増大し、前記の本発明の表層部の限定要件上限のベイナイト楕円長軸長さ5μｍと平均粒界炭化物粒径0.5μｍを超える。また、（Ａ）式のＢＰが3Ｃ＋0.3を超過する場合には、表層部でマルテンサイトが過度に生成して、ベイナイトの組織面分率を８０％未満になり易く、ビッカース硬さＨｖが300を超える場合がある。
【００３４】
前記の基本的な鋼組成以外に、更に次の元素群I 、II、IIIの中から一つまたは二つ以上の元素群を選択し、更に選択された元素群中の１種または２種以上の元素を含有することが可能である。
I ．ベイナイト生成促進元素群として、Ｃｕ：０．００５〜１．０％、Ｎｉ：０．００５〜１．０％、Ｍｏ：０．０２〜１．０％。
II．結晶微細化元素群として、Ｎｂ：０．００３〜０．２％、Ｖ：０．００１〜０．２％。III．介在物形態制御元素群として、Ｃａ：０．０００１〜０．０２％、Ｍｇ：０．０００１〜０．０２％、Ｚr：０．０００１〜０．０２％、ＲＥＭ：０．０００１〜０．０２％。
【００３５】
前記の元素群I のベイナイト生成促進元素群のＣｕ、Ｎｉ、とＭｏは、いずれも焼入性を向上しベイナイト組織の生成に有効である。I 群の各元素の寄与は、前記（Ａ）式の通りである。Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏが、それぞれ、０．００５％未満、０．００５％未満、０．０２％未満の場合には、各元素のベイナイト生成促進作用が十分には得られにくい。一方、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏが、それぞれ、１．０％超、１．０％超、１．０％超の場合には鋼の表層部で硬質相が多量に生成し易いので、本発明の構成要件である、ベイナイトの組織分率を８０％以上を満足することが困難である。Ｃｕは０．００５〜１．０％、Ｎｉは０．００５〜１．０％、Ｍｏは０．０２〜１．０％の範囲で鋼中に含有することが出来る。
【００３６】
前記の元素群IIの結晶と粒界炭化物微細化元素群のＮｂ、Ｖは、いずれも本発明の構成要件である微細ベイナイトと微細粒界炭化物の生成に有効である。このためには、Ｎｂは０．００３％以上、Ｖは０．００１％以上の含有が望ましい。また、Ｎｂが０．２％超、Ｖが０．２％超では、鋼中に粗大炭化物が形成し易く、曲げ成形時に割れ起点になったり、粗大炭化物付近に成形時の加工歪が局在化して素材、部材や部品の表面品位を低下し、部材や部品に加工後利用中に疲労損傷の局在化を誘発し、疲労特性を低下する懸念がある。よって、Ｖは０．００３〜０．２％、Ｎｂは０．００１〜０．２％の範囲で鋼中に含有せしめることが出来る。
【００３７】
前記の元素群IIIの介在物形態制御元素群として、Ｃａは0.0001〜0.02％、Ｍｇは0.0001〜0.02％、Ｚrは0.0001〜0.02％、ＲＥＭは0.0001〜0.02％で含有することが可能である。Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、とＲＥＭはいずれも硫化物を形態制御して成形性を高める作用がある。この作用を利用するには、Ｃａは0.0001％以上、Ｍｇは0.0001％以上、Ｚrは0.0001％以上、ＲＥＭは0.0001％以上含有することが望ましい。これら元素を過剰に含有する場合にはこれら元素の粗大硫化物やクラスター化した酸化物との複合化合物を形成して逆に曲げ成形性と疲労特性を低下せしめる場合がある。このため、Ｃａは0.0001〜0.02％、Ｍｇは0.0001〜0.02％、Ｚrは0.0001〜0.02％、ＲＥＭは0.0001〜0.02％で含有することが望ましい。
【００３８】
次に、本発明の部材又は部品の素材となる熱延鋼板の好適な製造方法について述べる。  
質量％で、Ｃ：0.05〜0.19、Ｓｉ：0.05〜1.0、Ｍｎ：0.3〜2.5、P：0.03以下、Ｓ：0.025以下、Ｔｉ：0.005〜0.1、Ｃｒ：0.03〜1.0、Ｓｏｌ．Ａｌ：0.005〜0.1、Ｎ：0.0005〜0.01、Ｂ：0.0001〜0.01、かつ（Ａ）式を満たし残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる鋼スラブを用いる。鋼組成と（Ａ）式の限定理由は、前記の本発明熱延鋼板で記載した通りである。
【００３９】
前記の組成の鋼スラブを、1070℃以上1300℃以下に加熱した後、仕上げ圧延温度を850℃以上1070℃以下とする熱間圧延を施すことが微細なベイナイト組織と微細な平均粒界炭化物粒径を得るのに有効である。
鋼スラブを1070℃以上に加熱すると、溶鋼凝固過程で析出した炭化物、窒化合物、炭窒化合物を鋼中で固溶させることにより熱延鋼板中で微細な粒界炭化物を有利に得る事が出来る。鋼スラブを1300℃超に加熱するとＡｌＮが熱間圧延工程で、又は圧延後の冷却工程で粗大に析出したり、Ｂの焼入性向上効果を阻害する硼化物（炭化硼素、窒化硼素、炭窒化硼素）を形成することがあるので望ましくない。鋼スラブの熱間圧延の際の加熱は1070℃以上1300℃以下が好ましい。
熱間圧延は、微細なベイナイトを多量に生成させるためには、ほぼオーステナイト単相でかつ再結晶域である850℃以上の温度域で行うことが望ましい。一方、1070℃超では、ベイナイトが粗大化し易く結晶を微細に制御し難いことがある。よって、熱間圧延の仕上圧延温度は、850℃以上1070℃以下が好ましい。
【００４０】
更に、熱間圧延後に鋼板の冷却を（Ｂ）式の冷却速度Ｖｃ（℃／ｓ）で300℃以下まで制御することが微細なベイナイトと微細な粒界炭化物を生成させるのに有効である。
冷却速度Ｖc（℃／ｓ）が1.8/Ｃ（ＣはＣの質量％を示す）を超える場合には、図１０、図１１に示すように、ベイナイトより硬質な相が多量に生成して表層部のベイナイトの組織面分率が８０％未満になり易い。表層部のマルテンサイト面分率が著しく増加して所望のベイナイト面分率が得られず、表層硬さＨｖが300を超えて十分な曲げ成形性が得られない。Ｖcが1.2/Ｃ（ＣはＣの質量％を示す）未満の場合には、図１０、図１１に示すように、ベイナイトより軟質な相が多量に生成して表層部のベイナイト面分率が８０％未満になり易い。表層でフェライトやパーライトの生成が著しく増加して所望のベイナイトの組織面分率が得られず、表層硬さＨｖが210未満となり疲労荷重の負荷で表層部から亀裂が発生・成長し易く、十分な疲労特性が得られない。なお、ビッカース硬さＨｖは鋼表層部（地鉄界面から深さ0.05mmの位置）の値である。
前記のＶcが発明範囲であっても、図９に示す冷却停止温度が300℃超の場合には粒界炭化物の微細化が不十分となるとともに微細なベイナイトが十分に得られない。よって前記の鋼組成からなる熱延鋼板には、300℃以下まで本発明の（Ｂ）式を満たすＶcで制御冷却を行うことが望ましい。常温〜250℃以内の温度で本発明のＶcでの制御冷却を止めて、熱延鋼板コイルが300℃以下の温度域で保持（例えば熱延コイルの段積みなど）しても本発明を逸脱するものではない。また表面の手入れや残留応力除去などで、鋼板表層が300℃以下の温度域で温度上昇する簡易熱処理が鋼板又は鋼板からなる鋼管に付加される場合でも本発明を逸脱するものではない。
【００４１】
本発明の熱延鋼板は、機械構造用鋼管、例えば自動車構造用鋼管、自動車足回り部品鋼管の素鋼板として有効である。
【００４２】
本発明熱延鋼板は、機械構造用鋼管、例えば自動車構造用鋼管、自動車の足回り部品に用いられる鋼管に適用すると効果的であるが、他にも疲労特性及び曲げ成形性が共に要求される例えば輸送機械である航空機や鉄道等の輸送車両の鋼管製部品に適用しても効果的である事は言うまでもない。また、本発明の疲労特性と曲げ成形性に優れた機械構造鋼管用鋼板は、本発明の範囲内で成分及び熱延条件を調節して、表層部硬さを本発明範囲内の高めとすることにより、特に疲労特性が重視される機械構造部材・部品に適用可能な鋼管用熱延鋼板や鋼管とすることが可能であり、表層部表面硬さを本発明範囲内の低めとすることにより、特に曲げ成形性が重視される機械構造部材・部品に適用可能な鋼管用熱延鋼板や鋼管とすることが可能である。
【実施例】
【００４３】
表1に示す成分の鋼を真空溶解炉にて30kgの鋼塊とした。その鋼塊を加熱後、板厚4mmと1.2mmに熱間圧延し、その後冷却を行い熱延鋼板を得た。冷却の際には板厚4mm材と1.2mm材での冷却速度が同じになるように冷却水量をコントロールした。このため、4mm材と1.2mm材の表層部の組織、硬さＨｖ、ベイナイトの結晶粒径及び粒界炭化物径はほぼ同じであった。その際に板厚4mm材で得られた鋼表層部の組織、ビッカース硬さHv，ベイナイトの結晶粒径及び粒界炭化物粒径を表2に示す。表1、表２で本発明の要件を逸脱するものは下線を付記した。尚、表１で選択元素の空欄は無添加を示す。
【００４４】
【表１】
0004436419.tif 000002
【００４５】
ベイナイトの面分率は、板厚断面を埋め込み研磨後、3％ナイタール溶液にて腐食し、光学顕微鏡にて400倍でミクロ組織を観察し、ベイナイト部分の面積率を定量化して求めた。ビッカース硬さは、板表面から0.05mm位置の硬さを、マイクロビッカース測定機(JIS Z 2244に準拠)で50gfの荷重(試験力0.49N)で測定した。ベイナイトの長軸長さ平均値は、ＥＢＳＰ（Electron Back Scattering Pattern）法により結晶方位分布像を観察し、結晶方位の差による色相差から結晶の粒界を特定して、その結晶伸延方向（鋼板の板厚断面での主たる圧延方向）の長軸長さ方向の粒径を測定し、その平均値を算出した。平均粒界炭化物粒径は、鋼表面上のスケールを酸で除去した板厚断面を埋め込み研磨後、3％ナイタール溶液にて腐食し、鋼表面から深さ0.05mm以内を走査型電子顕微鏡にて2000倍で５視野のミクロ組織を観察し、50μm×50μmの範囲で粒界に存在する炭化物の円相当粒径を測定し、その平均値を求めた。
【００４６】
得られた板で疲労特性と曲げ成形性を評価するために、曲げ疲労試験と、曲げ成形試験を行った。曲げ疲労試験は、t=4mmの板を、板の長手方向中央部に平行部のある試験片で、周波数30Hz、両振りで、応力条件を変えて試験を行い、疲労限を求めた。また曲げ成形試験は、t=1.2mmの板を、先端に種々のＲのついたＶ字のポンチで押し込み、割れ発生する限界のＲの大きさを調査し、その時の最外表面の曲げ歪の大きさを算出して評価した。目標値は、疲労限400MPa以上の疲労特性と限界曲げ歪35％以上の曲げ成形性を両立する事とした。表２には、疲労限と限界曲げ歪について、試験結果の絶対値と評価を示す。疲労限の評価は、400MPa以上を○、400Mpa未満を×で示した。また、限界曲げ歪の評価は、35％以上を○、35％未満を×で示した。
【００４７】
【表２】
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【００４８】
試験の結果を表2に示す。本発明鋼板は、ほぼベイナイト組織からなり組織のバラツキが小さく、また表面硬さが適切であり、ベイナイト楕円長軸長さ平均値、平均粒界炭化物粒径が微細で粒界強度が高い。その為表2に示すように、本発明品は疲労限400Mpa以上の疲労特性と限界曲げ歪35％以上の曲げ成形性を両立できる。
【００４９】
これに対し、ベイナイトの組織面分率、ビッカ-ス硬さ、ベイナイト楕円長軸長さ平均値、平均粒界炭化物粒径、成分又は熱延−冷却条件の一部が本発明の範囲から逸脱した比較例では、疲労特性と曲げ成形性を両立することができない。比較例1は、Ｃ量が多すぎるために、表層部のビッカース硬さが300超で硬過ぎ、平均粒界炭化物粒径が大き過ぎ、成形性が不十分である。比較例2は、Bの添加量が少ない為に焼入性が不十分であり、ベイナイトの組織面分率が過少でフェライトの組織面分率が高くなり十分な表層部硬さが得られない。また、ベイナイトの長軸長さ平均値と平均粒界炭化物粒径も表層部で十分に微細でない為に、疲労特性が不十分である。比較例3は、Mnが少ないために（Ａ）式を満たさないので、ベイナイトの組織面分率が過少でフェライトの組織面分率が高くなりかつ十分な表層部硬さを確保できない。また、ベイナイトの長軸長さ平均値と平均粒界炭化物粒径も十分に微細化していないので、疲労特性が不十分である。比較例4は、加熱温度が低い為に鋼中の鋳造時析出物の溶体化が十分にできておらず、添加元素のベイナイト結晶・粒界炭化物の微細化作用が十分でなく、ベイナイトの長軸長さ平均値と平均粒界炭化物粒径も十分に微細化できなかった。その結果疲労特性が不十分であった。比較例5は、仕上げ圧延温度が低い為に、鋼表層部がフェライト主体の組織であり、十分な硬さを確保できず、疲労特性が不十分であった。比較例6は、冷却速度が1.2C未満と遅い為に、ベイナイトの組織面分率が過少でフェライトの組織面分率が増え、またベイナイトの長軸長さ平均値と平均粒界炭化物粒径が十分に微細化できずに、疲労特性が不十分であった。比較例7は、冷却停止温度が高い為に、高温でベイナイト変態が起きるので、平均粒界炭化物粒径が粗大となってしまった為に、疲労特性が不十分であった。
【図面の簡単な説明】
【００５０】
【図１】ベイナイトの組織面分率と疲労特性との関係を示した図である。
【図２】ベイナイトの組織面分率と曲げ成形性との関係を示した図である。
【図３】ベイナイトの長軸長さ平均値と疲労特性との関係を示した図である。
【図４】ベイナイトの長軸長さ平均値と曲げ成形性との関係を示した図である。
【図５】平均粒界炭化物粒径と疲労特性との関係を示した図である。
【図６】平均粒界炭化物粒径と曲げ成形性との関係を示した図である。
【図７】（Ａ）式ＢＰとベイナイトの長軸長さとの関係を示した図である。
【図８】（Ａ）式ＢＰと平均粒界炭化物粒径との関係を示した図である。
【図９】熱間圧延−冷却の熱履歴を示す模式図である。
【図１０】Ｖｃとベイナイトの組織面分率との関係を示した図である。
【図１１】Ｖｃと硬さとの関係を示した図である。
【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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【図６】
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【図７】
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【図８】
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【図９】
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【図１０】
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【図１１】
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