(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％にて、
Ｃ  ：０．０１〜０．２％、
Ｓｉ：０．０１〜２％、
Ｍｎ：０．０５〜２．５０％、
Ｐ  ≦０．１％、
Ｓ  ≦０．０１％を含み、
Ａｌ≦０．２％、
Ｎ：０．００１〜０．１％、
０．５２Ａｌ／Ｎ≦１０を満たすようにＡｌとＮを含有し、かつＣｒ、Ｍｏ、Ｖを
Ｃｒ≦２．５％、
Ｍｏ≦１％、
Ｖ  ≦０．１％、
かつ（Ｃｒ＋３．５Ｍｏ＋３９Ｖ）≧０．１を満たすように含有し、
残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼であって、その体積分率最大のミクロ組織が、ベイナイト，またはフェライトおよびベイナイトの複合組織からなることを特徴とする、低サイクル疲労強度に優れる高バーリング性熱延鋼板。
【請求項２】
前記鋼が、さらに、質量％にて、Ｃｕ：０．２〜１．２％を含有することを特徴とする、請求項１に記載の低サイクル疲労強度に優れる高バーリング性熱延鋼板。
【請求項３】
前記鋼が、さらに、質量％にて、Ｂ：０．０００２〜０．００２％を含有することを特徴とする、請求項１または請求項２に記載の低サイクル疲労強度に優れる高バーリング性熱延鋼板。
【請求項４】
前記鋼が、さらに、質量％にて、Ｎｉ：０．１〜０．６％を含有することを特徴とする、請求項１ないし請求項３のいずれか１項に記載の低サイクル疲労強度に優れる高バーリング性熱延鋼板。
【請求項５】
前記鋼が、さらに、質量％にて、
Ｃａ：０．０００５〜０．００２％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０２％
の一種または二種を含有することを特徴とする、請求項１ないし請求項４のいずれか１項に記載の低サイクル疲労強度に優れる高バーリング性熱延鋼板。
【請求項６】
前記鋼が、さらに、質量％にて、Ｎｂ：０．００１〜０．１％かつＮ−０．１５Ｎｂ≧０．０００５％を含有することを特徴とする、請求項１ないし請求項５のいずれか１項に記載の低サイクル疲労強度に優れる高バーリング性熱延鋼板。
【請求項７】
前記鋼が、さらに、質量％にて、Ｔｉ：０．００１〜０．１％かつＮ−０．２９Ｔｉ≧０．０００５％を含有することを特徴とする、請求項１ないし請求項５のいずれか１項に記載の低サイクル疲労強度に優れる高バーリング性熱延鋼板。
【請求項８】
前記鋼が、さらに、質量％にて、Ｚｒ：０．００１〜０．２％の一種または二種以上を含有することを特徴とする、請求項１ないし請求項７のいずれか１項に記載の低サイクル疲労強度に優れる高バーリング性熱延鋼板。
【請求項９】
請求項１ないし請求項８のいずれか１項に記載の成分を有する鋼片の熱間圧延に際し、Ａｒ3変態点温度以上で熱間仕上圧延を終了した後、２０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却して、４５０℃以上６５０℃以下の温度範囲の巻取温度で巻き取り、その体積分率最大のミクロ組織が、ベイナイト，またはフェライトおよびベイナイトの複合組織からなる鋼板を得ることを特徴とする、低サイクル疲労強度に優れる高バーリング性熱延鋼板の製造方法。
【請求項１０】
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ない、Ａｒ3変態点温度以上で熱間仕上圧延を終了することを特徴とする請求項９記載の低サイクル疲労強度に優れる高バーリング性熱延鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、低サイクル疲労強度に優れる高バーリング性熱延鋼板およびその製造方法に関するものであり、特に、ロードホイールをはじめとする自動車足廻り部品等の耐久性とバーリング加工性の両立が求められる部材の素材として好適な低サイクル疲労強度に優れる高バーリング性熱延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カギになる。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バーリング加工性、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。
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特に疲労耐久性が重要視されている。これは、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。
【０００５】
現在、これらロードホイールディスク用熱延鋼板として４４０〜５９０ＭＰａ級の鋼板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、高強度化の目的である薄肉化はホイールに負荷されるひずみレベルの増大をもたらし、部位によっては降伏点を超えるひずみレベルでの振幅にさらされる状況が現出されてきている。
【０００６】
これまで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疲労耐久性を向上させるためには降伏点以下での繰返し荷重下での疲労限を重要視してきた。しかし、上述したように最近は降伏点を超えるひずみレベルでの低サイクル疲労特性の向上が望まれるようになってきている。ところが、低サイクル疲労特性を向上させるための技術については、ほとんど見受けられないのが現状である。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
そこで、本発明は、低サイクル疲労強度に優れる高バーリング性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。
【０００８】
【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、熱延鋼板の低サイクル疲労強度の向上を達成すべく鋭意研究を重ねた。その結果、体積分率最大のミクロ組織が、ベイナイト，またはフェライトおよびベイナイトの複合組織からなり、疲労試験後に観察される転位構造のうちセル構造の面積率が５０％以下であることが低サイクル疲労強度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。
【０００９】
即ち、本発明の要旨は、以下の通りである。
（１）質量％にて、Ｃ：０．０１〜０．２％、Ｓｉ：０．０１〜２％、Ｍｎ：０．０５〜２．５０％、Ｐ≦０．１％、Ｓ≦０．０１％、を含み、Ａｌ≦０．２％、Ｎ：０．００１〜０．１％、０．５２Ａｌ／Ｎ≦１０を満たすようにＡｌとＮを含有し、かつＣｒ、Ｍｏ、ＶをＣｒ≦２．５％、Ｍｏ≦１％、Ｖ≦０．１％、かつ（Ｃｒ＋３．５Ｍｏ＋３９Ｖ）≧０．１を満たすように含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼であって、その体積分率最大のミクロ組織が、ベイナイト，またはフェライトおよびベイナイトの複合組織からなることを特徴とする、低サイクル疲労強度に優れる高バーリング性熱延鋼板。
【００１０】
（２）前記鋼が、さらに、質量％にて、Ｃｕ：０．２〜１．２％を含有することを特徴とする、前記（１）に記載の低サイクル疲労強度に優れる高バーリング性熱延鋼板。
（３）前記鋼が、さらに、質量％にて、Ｂ：０．０００２〜０．００２％を含有することを特徴とする、前記（１）または（２）に記載の低サイクル疲労強度に優れる高バーリング性熱延鋼板。
【００１１】
（４）前記鋼が、さらに、質量％にて、Ｎｉ：０．１〜０．６％を含有することを特徴とする、前記（１）ないし（３）のいずれか１項に記載の低サイクル疲労強度に優れる高バーリング性熱延鋼板。
（５）前記鋼が、さらに、質量％にて、Ｃａ：０．０００５〜０．００２％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．０２％の一種または二種を含有することを特徴とする、前記（１）ないし（４）のいずれか１項に記載の低サイクル疲労強度に優れる高バーリング性熱延鋼板。
【００１２】
（６）前記鋼が、さらに、質量％にて、Ｎｂ：０．００１〜０．１％かつＮ−０．１５Ｎｂ≧０．０００５％を含有することを特徴とする、（１）ないし（５）のいずれか１項に記載の低サイクル疲労強度に優れる高バーリング性熱延鋼板。
（７）  前記鋼が、さらに、質量％にて、Ｔｉ：０．００１〜０．１％かつＮ−０．２９Ｔｉ≧０．０００５％を含有することを特徴とする、（１）ないし（５）のいずれか１項に記載の低サイクル疲労強度に優れる高バーリング性熱延鋼板。
（８）  前記鋼が、さらに、質量％にて、Ｚｒ：０．００１〜０．２％の一種または二種以上を含有することを特徴とする、（１）ないし（７）のいずれか１項に記載の低サイクル疲労強度に優れる高バーリング性熱延鋼板。
【００１３】
（９）前記（１）ないし（８）のいずれか１項に記載の成分を有する鋼片の熱間圧延に際し、Ａｒ3変態点温度以上で熱間仕上圧延を終了した後、２０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却して、４５０℃以上６５０℃以下の温度範囲の巻取温度で巻き取り、その体積率最大のミクロ組織が、ベイナイト，またはフェライトおよびベイナイトの複合組織からなることを特徴とする、低サイクル疲労強度に優れる高バーリング性熱延鋼板の製造方法。
（１０）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変態点温度以上で熱間仕上圧延を終了することを特徴とする前記（９）記載の低サイクル疲労強度に優れる高バーリング性熱延鋼板の製造方法にある。
【００１４】
【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、疲労試験後の転位構造に及ぼすＡｌ、Ｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの添加量の影響を調査した。そのための供試材は、次のようにして準備した。すなわち、０．０６％Ｃ−０．９％Ｓｉ−１．２％Ｍｎ−０．０１％Ｐ−０．００１％Ｓを基本成分にＡｌ、Ｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの添加量を変化させて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板厚が３．５ｍｍになるように熱間仕上圧延を終了して後、２０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却して、６５０℃〜常温の温度範囲で巻き取った。
【００１５】
このようにして得られた鋼板から図１に示す形状の疲労試験片を鋼板板幅の１／４Ｗもしくは３／４Ｗ位置より圧延方向が長辺になるように採取し疲労試験に供した。ただし、疲労試験片の表面は三山仕上の研削表面とした。疲労試験は電気油圧サーボ型疲労試験機を用い、試験方法はＡＳＴＭ  Ｅ６０６−９２に準じた。なお、試験条件は図２に示すように軸方向に三角波にて完全両振り引張圧縮負荷で、全ひずみ振幅を０．２〜０．６％、ひずみ速度を４．０×１０-3／ｓｅｃとした。試験はひずみ応答および応力応答の変化を記録しながら行った。疲労試験終了後、全ひずみ振幅の条件が２≦２１００×εa／ＹＰ≦４の範囲で試験を行った試験片について図３に示すように破断部近傍１／４厚の部位から透過型電子顕微鏡試料（薄膜）を加工ひずみが導入されないように採取し、透過型電子顕微鏡にて転位構造の観察を行った。ただし、透過型電子顕微鏡による観察は２０００〜１００００倍の倍率にて結晶粒を変えて１０視野以上観察した。ここでＹＰ：降伏応力または０．２％耐力（ＭＰａ）、εa：全ひずみ振幅（％）である。
【００１６】
図４および図５に観察例を示す。いずれも全ひずみ振幅εa＝０．３％の条件である。図４は本発明範囲外、図５は本発明範囲の例である。本発明範囲外の図４が典型的なセル構造を示すのに対して、本発明範囲の図５はセル構造を示さない。ここでセル構造とは疲労現象特有な転位密度が高いセル壁（ｗａｌｌ、ｖｅｉｎ、ｄｅｂｒｉｓ）に囲まれたセルが集まった構造である。また、セルとはセル壁に四方を囲まれ完全に閉じた構造のものと定義する。
【００１７】
一方、セル構造の面積率とは１試料で観察された各視野において目視または画像処理によって得られた面積率の値を観察視野毎に足し合わせ、それを観察視野数で割ったいわゆる平均値とする。さらに、本発明において転位構造を観察する箇所としては光学顕微鏡の５００倍程度で観察できる分解能においてフェライト粒を含むミクロ組織の鋼ではフェライト粒とし、ベイナイト単相組織のようにフェライト粒を含まないミクロ組織の鋼ではベイナイト組織中のセメンタイト相以外の相であるフェライト相とする。
【００１８】
本発明者らは、これらの実験結果を詳細に検討した結果、疲労試験後に観察される転位構造と低サイクル疲労強度には図６に示すように非常に強い相関があり、転位構造のうちセル構造の面積率が５０％以下であると低サイクル疲労強度が向上することを新たに知見した。また、転位構造と０．５２Ａｌ／Ｎの値およびＣｒ＋３．５Ｍｏ＋３９Ｖの値との関係においても図７に示すように強い相関関係が認められ、０．５２Ａｌ／Ｎ≦１０かつ（Ｃｒ＋３．５Ｍｏ＋３９Ｖ）≧０．１の領域においてセル構造の面積率が５０％以下になることを新たに知見した。このメカニズムは必ずしも明らかではないが以下のように推測される。通常、軟質相であるフェライト相に繰返しひずみが集中して繰返し軟化が起こり低サイクル疲労強度が低下する。従って低サイクル疲労強度を向上させるためには軟質相であるフェライト相において繰返し軟化を抑制しなければならない。
【００１９】
本発明のごとく固溶状態のＮ、ＣおよびＣｒ，Ｍｏ，Ｖを特定範囲で含有すると、進入型固溶元素であるＮやＣとＣｒ，Ｍｏ，Ｖとがフェライト相においてペアやクラスターを形成し、繰返し荷重下での転位の交差すべりを抑制することで転位の再配列（セル構造の形成）による繰返し軟化を抑制する。さらに繰返し荷重の負荷により生成する原子空孔の作用により進入型固溶元素であるＮやＣがＣｒ，Ｍｏ，Ｖのペアやクラスターから脱出し、転位を固着するため繰返し硬化が起こることで低サイクル疲労強度が向上する。
また、熱間圧延条件等を制限することによって、フェライト相において進入型固溶元素であるＮやＣの存在状態を制御し低サイクル疲労強度に優れる鋼板を製造できることも新たに知見した。
【００２０】
本発明において低サイクル疲労強度とは繰返し降伏応力を引張強度で除した値と定義する。ここで繰返し降伏応力は以下のように求めることができる。全ひずみ振幅一定での疲労試験中のひずみ応答および応力応答の変化は図８に示すようなヒステリシスループとして模式的に表される。材料は繰返しひずみにより軟化もしくは硬化しこの変化がΔσの変化として得られる。材料のΔσの値は破断寿命（Ｎｆ）の１／２の繰返し数でほとんど飽和し安定する。従って、この繰返し数でのΔσ／２をそのひずみ振幅における応力振幅σa と定義する。このσa を各ひずみ振幅について模式的に図示したものが図９である。ここでこれらのσa をひずみに対して直線近似した直線を応力‐ひずみ曲線に外挿した交点を繰返し降伏点とする。また、この交点は材料を直線弾性体（Ｈｏｏｋｅ‘ｓ  ｂｏｄｙ）と仮定したときに得られる弾性直線との交点でも差し支えない。
【００２１】
次に本発明における鋼板のミクロ組織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を両立させるために体積分率最大のミクロ組織をフェライト、又はフェライト及びベイナイトの複合組織とした。ただし、不可避的なパーライト、残留オーステナイト、マルテンサイトを含むことを許容するものである。ここで以下ベイナイトとは、ベイニティックフェライトおよびアシュキュラーフェライト組織も含む。なお、良好な疲労特性を確保するためには、パーライトの体積分率は５％以下が望ましい。また、良好なバーリング加工性を得るためにはベイナイトの体積分率は３０％以上が望ましく、マルテンサイトの体積分率は５％未満が望ましい。さらに、良好な延性を得るためにはベイナイトの体積分率は７０％以下が望ましい。ここで、フェライト、ベイナイト、残留オーステナイト、パーライト、マルテンサイトの体積分率とは鋼板板幅の１／４Ｗもしくは３／４Ｗ位置より切出した試料を圧延方向断面に研磨、エッチングし、光学顕微鏡を用い２００〜５００倍の倍率で観察された板厚の１／４ｔにおけるミクロ組織の面積分率で定義される。
【００２２】
続いて、本発明の化学成分の限定理由について説明する。
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。一方、０．０１％未満であると強度が低下するので０．０１％以上とする。さらに、固溶状態で存在するＣはＮと同様にＣｒ、Ｍｏ、Ｖとペアやクラスターを形成するので低サイクル疲労強度向上に有効である。本発明においては、Ｎが十分に添加されており固溶Ｃ量については特に範囲を定めない。ただし、上述の全Ｃ含有量下限値以上の範囲において効果を得るために十分な固溶Ｃ量が確保されており、その範囲は０．０００５％以上、０．００４％以下であることが望ましい。
【００２３】
Ｓｉは、所望のミクロ組織を得るのに必要であるととも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。
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。一方、３％超添加するとスラブ割れを生ずるため、３％以下とする。なお、Ｍｎの上限は、２．５０％（実施例の表１中、Ｇの鋼の２．５０％に基づく）とした。
【００２４】
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ともに疲労特性も低下させるので、０．１％以下とする。
Ｓは、不純物であり低いほど好ましく、多すぎると局部延性やバーリング加工性を劣化させる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。
【００２５】
Ａｌは脱酸調製剤として使用しても良い。ただし、ＡｌはＮと結合しＡｌＮを形成するため、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖとペアやクラスターを形成する有効なＮ量が減少するので、その添加は製造技術上無理のない範囲で必要最小限にとどめることが望ましい。すなわち、Ａｌの添加量が０．２％超ではＣｒ、Ｍｏ、Ｖとペアやクラスターを形成する有効なＮ量を確保するためにＮを多量に添加せねばならず、製造コストやＡｌＮの析出による加工性劣化の点で不利である。従ってＡｌの添加量の上限は０．２％以下とする。また、ＡｌはＡｌ2 Ｏ3 等の非金属介在物を生成し疵や局部延性の低下を招く恐れがあるのでその添加量は０．０５％以下が望ましい。さらに、製造コストや操業効率を悪化させない範囲で鋼中にＮを容易に含有させるためにはさらには０．０２％以下が望ましい。なお、Ａｌの下限は特に定めないが、０．００１％未満では製造コストや操業効率を悪化させるため、０．００１％以上とすることが望ましい。
【００２６】
Ｎは本発明において重要な元素の一つである。本発明においては、固溶状態の進入型固溶元素であるＮやＣとＣｒ，Ｍｏ，Ｖとがフェライト相においてペアやクラスターを形成し、繰返し荷重下での転位の交差すべりを抑制することで転位の再配列（セル構造の形成）による繰返し軟化を抑制し、さらに繰返し荷重の負荷により生成する原子空孔の作用により進入型固溶元素であるＮやＣがＣｒ，Ｍｏ，Ｖのペアやクラスターから脱出し転位を固着するため繰返し硬化が起こることで低サイクル疲労強度が向上する。従って、０．００１％以上の添加が必須である。一方、溶鋼中にＮを多量に添加するためには加圧等の特別な設備および操業を必要とするのでその上限は０．１％である。また、Ｎは多すぎると降伏点伸びが発生し、加工性が劣化するのでより好ましくは、０．０１％以下である。
【００２７】
さらに、ＮはＡｌと結合してＡｌＮを形成し易い元素であるので、低サイクル疲労強度の向上に寄与する固溶Ｎを確保するために０．５２Ａｌ／Ｎ≦１０と限定する。０．５２Ａｌ／Ｎの値が１０超となると、熱間圧延後の冷却過程や巻取中、容易にＡｌＮが析出するためこれを上限とする。この値が１０以下であれば熱延後の冷却速度や巻取温度を本発明の範囲で行うことによってＡｌＮの過度の析出を避けることができる。また、０．５２Ａｌ／Ｎの値が５以下では微細なＡｌＮの析出による加工性の劣化が改善されるので、より望ましくは、０．５２Ａｌ／Ｎ≦５である。
【００２８】
一方、固溶Ｎ量は上述の全Ｎ含有量範囲で調整しても良いが、固溶Ｎ量としては０．０００５〜０．００４％が望ましい。固溶Ｎが０．０００５％未満では優れた低サイクル疲労強度を得ることができず、０．００４％超では降伏点伸びが発生し加工性が劣化する。さらに、腰折れ疵発生抑制の観点から固溶Ｎ量は、０．００１２〜０．００３％が望ましい。
【００２９】
ここで固溶ＮとはＦｅ中に単独で存在するＮだけでなく、Ｃｒ，Ｍｏ、Ｖ、Ｍｎ、Ｓｉ，Ｐなどの置換型固溶元素とペアやクラスターを形成するＮも含む。固溶Ｎ量は、水素気流中加熱抽出法によって求める。この方法は試料を２００〜５００℃程度の温度域に加熱し、固溶Ｎと水素とを反応させてアンモニアとし、これを質量分析し、その分析値を換算して固溶Ｎ量を求めるものである。
また、固溶Ｎ量は、全Ｎ量からＡｌＮ、ＮｂＮ、ＶＮ、ＴｉＮ、ＢＮなどの化合物として存在するＮ量（抽出残査の化学分析から定量）を差し引いた値から求めることもできる。さらには、内部摩擦法やＦＩＭ（Ｆｉｅｌｄ  Ｉｏｎ  Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ)によって求めても良い。
【００３０】
Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖは、本発明において重要な元素である。Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖの添加量の上限は、加工性の確保とコストの点から決定され、それぞれ２．５、１、０．１％である。特にＶは添加量が多すぎると熱間圧延条件によっては窒化物を形成し、低サイクル疲労強度の向上に効果のある固溶Ｎの確保が困難となる可能性があるので０．０４％以下とするのが望ましい。一方、優れた低サイクル疲労強度を得るためには（Ｃｒ＋３．５Ｍｏ＋３９Ｖ）≧０．１を満たす必要がある。さらに、降伏点伸びの発生による加工性の劣化を回避するためには（Ｃｒ＋３．５Ｍｏ＋３９Ｖ）≧０．４がより望ましい範囲である。また、降伏点伸びの発生による加工性の劣化を回避するためには、Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖを組み合わせて添加することがより一層効果的である。
【００３１】
Ｃｕは、固溶状態で疲労特性を改善する効果があるので必要に応じ添加する。ただし、０．２％未満では、その効果は少なく、１．２％を超えて含有すると巻取り中に析出して加工性を著しく劣化させる恐れがある。そこで、Ｃｕの含有量は０．２〜１．２％の範囲とする。
Ｂは、Ｃｕと複合添加されることによって疲労限を上昇させる効果があるので必要に応じ添加する。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。また、Ｂを０．０００４％超添加するとＢＮが形成されるためＣｒ、Ｍｏ、Ｖとペアやクラスターを形成する有効な固溶Ｎ量が減少する可能性がある。従ってＢの添加は、０．０００２％以上０．０００４％以下がより望ましい範囲である。
【００３２】
Ｎｉは、Ｃｕ含有による熱間脆性防止のために必要に応じ添加する。ただし、０．１％未満ではその効果が少なく、０．６％を超えて添加してもその効果が飽和するので、０．１〜０．６％とする。
ＣａおよびＲＥＭは、破壊の起点となったり、加工性を劣化させる非金属介在物の形態を変化させて無害化する元素である。ただし、０．０００５％未満添加してもその効果がなく、Ｃａならば０．００２％超、ＲＥＭならば０．０２％超添加してもその効果が飽和するのでＣａ：０．０００５〜０．００２％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．０２％添加することが望ましい。
【００３３】
Ｎｂは組織の微細化と均一化による加工性の向上や高強度化に有効であるので必要に応じて添加する。しかし、その添加量が０．００１％未満では効果を発現せず、０．１％超添加しても効果が飽和する。また、Ｎ−０．１５Ｎｂの値が０．０００５％超であると低サイクル疲労強度向上に有効な固溶Ｎの確保が困難となる。従って、Ｎｂの添加量は０．００１〜０．１％かつＮ−０．１５Ｎｂ≧０．０００５％とする。一方、Ｎｂを０．０１２％超添加するとＮｂＮを形成し易くなり、低サイクル疲労強度向上に有効な固溶Ｎの確保が困難となる恐れがあるので、０．００１〜０．０１２％がより望ましい。
【００３４】
ＴｉもＮｂと同様の効果を有するので必要に応じて添加する。しかしその添加量が０．００１％未満では効果を発現せず、０．１％超添加してもその効果は飽和する。また、Ｎ−０．２９Ｔｉの値が０．０００５％超である低サイクル疲労強度向上に有効な固溶Ｎの確保が困難となる。従って、Ｔｉの添加量は０．００１％〜０．１％かつＮ−０．２９Ｔｉ≧０．０００５％とする。一方、Ｔｉを０．０１２％超添加するとＴｉＮとして析出または晶出する可能性があり、低サイクル疲労強度向上に有効な固溶Ｎの確保が困難となる恐れがあるので、０．００１〜０．０１２％がより望ましい。
【００３５】
さらに、強度を付与するために、析出強化もしくは固溶強化元素としてＺｒを添加しても良い。ただし、０．００１％未満ではその効果を得ることができない。また、０．２％を超え添加してもその効果は飽和する。従って、Ｚｒは０．００１％〜０．２％の範囲で添加する。ただし、ＺｒはＺｒＮを形成し低サイクル疲労強度向上に有効な固溶Ｎ量を減少させる可能性があるため、０．０１％以下とすることが望ましい。
これらを主成分とする鋼にＳｎ、Ｃｏ、Ｚｎ、Ｗ、Ｍｇを合計で１％以下含有しても構わない。しかしながらＳｎは熱間圧延時に疵が発生する恐れがあるので０．０５％以下が望ましい。
【００３６】
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、室温まで冷却後に加熱炉にて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。さらに、固溶Ｎを確保するためにＡｌＮを溶解させる必要のある場合には、１１５０℃以上とすることが望ましい。
【００３７】
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するためである。一方、仕上げ温度の上限については特に上限を設けないがＡｒ3 変態点温度＋２００℃超では仕上げ圧延前の温度確保が事実上不可能であるので仕上げ温度の上限はＡｒ3 変態点温度＋２００℃以下が望ましい。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望ましい。
【００３８】
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
【００３９】
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以下とすることが望ましい。
【００４０】
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）以下であることが望ましい。これは、例えば金属材料疲労設計便覧、日本材料学会編、８４ページ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。
【００４１】
本発明において仕上圧延を終了した後、所定の巻取温度にて巻取るまでの工程については、その間の冷却速度以外は特に定めないが、バーリング加工性をそれほど劣化させずに延性との両立を目指す場合は、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秒間滞留させてもよい。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ず、２０秒超では、パーライトが生成し、目的とする体積率最大のミクロ組織として、ベイナイト，またはフェライトおよびベイナイトの複合組織が得られない。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にはＡｒ1 変態点以上８００℃以下が望ましい。さらにＡｌＮの析出を抑制するという観点からは７００℃以下がより望ましい。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秒間とすることが望ましい。
【００４２】
また、これらの条件を満たすためには、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必要である。冷却速度の上限は特に定めないが、冷却設備の能力上３００℃／ｓ以下が妥当な冷却速度である。さらに、あまりにもこの冷却速度が早いと冷却終了温度を制御できずオーバーシュートしてＡｒ1 変態点以下まで過冷却されてしまう可能性があり、延性改善の効果が失われるので、ここでの冷却速度は１５０℃／ｓ以下が望ましい。
【００４３】
仕上圧延を終了した後、所定の巻取温度（ＣＴ）にて巻取るまでの冷却速度は２０℃／ｓ以上とする。２０℃／ｓ未満の冷却速度では、パーライトが生成する恐れがあり、目的とする体積率最大のミクロ組織であるベイナイト、またはフェライトおよびベイナイトの複合組織が得られない。一方、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、３００℃／ｓ以下とすることが望ましい。
【００４４】
巻取温度が６５０℃超では、パーライトが生成して目的とする体積率最大のミクロ組織であるベイナイト，またはフェライトおよびベイナイトからなるミクロ組織が得られないため、巻取温度は、６５０℃以下と限定する。一方、巻取温度が４５０℃未満では、バーリング加工性に有害な残留オーステナイトまたはマルテンサイトが多量に生成する恐れがあり目的とする体積率最大のミクロ組織であるベイナイト，またはフェライトおよびベイナイトからなるミクロ組織が得られないため、巻取温度は、４５０℃以上と限定する。
熱間圧延工程終了後は必要に応じて酸洗し、その後インラインまたはオフラインで圧下率１０％以下のスキンパスまたは圧下率４０％程度までの冷間圧延を施しても構わない。
【００４５】
【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Ａ〜Ｎの鋼は、転炉にて溶製して、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。
【００４６】
【表１】
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【００４７】
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。さらに、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。表２にその試験結果を示す。ここで、残留オーステナイト，フェライト、ベイナイト、パーライト及びマルテンサイトの体積分率とは鋼板板幅の１／４Ｗもしくは３／４Ｗ位置より切出した試料を圧延方向断面に研磨、エッチングし、光学顕微鏡を用い２００〜５００倍の倍率で観察された板厚の１／４ｔにおけるミクロ組織の面積分率で定義される。
【００４８】
【表２】
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【００４９】
次に、図１に示す形状の疲労試験片を鋼板板幅の１／４Ｗもしくは３／４Ｗ位置より圧延方向が長辺になるように採取し低サイクル疲労試験に供した。ただし、疲労試験片の表面は三山仕上の研削表面とした。疲労試験は電気油圧サーボ型疲労試験機を用い、試験方法はＡＳＴＭ  Ｅ６０６−９２に準じた。なお、試験条件は図２に示すように軸方向に三角波にて完全両振り引張圧縮負荷で、全ひずみ振幅を０．３〜０．６％、ひずみ速度を４．０×１０-3／ｓｅｃとした。試験はひずみ応答および応力応答の変化を記録しながら行った。疲労試験終了後、全ひずみ振幅の条件が２≦２１００×εa／ＹＰ≦４の範囲で試験を行った試験片について図３に示すように破断部近傍１／４厚の部位から透過型電子顕微鏡試料（薄膜）を加工ひずみが導入されないように採取し、透過型電子顕微鏡にて転位構造の観察を行った。表２中に、Ｓcellとしてセル構造の面積率を示す。ただし、透過型電子顕微鏡による観察は２０００〜１００００倍の倍率にて結晶粒を変えて１０視野以上観察した。ここでＹＰ：降伏応力または０．２％耐力（ＭＰａ）、εa：全ひずみ振幅（％）である。
【００５０】
鋼板の低サイクル疲労強度は、繰返し降伏応力を引張強度で除した値で評価した。ここで、繰返し降伏応力とは、破断寿命（Ｎｆ）の１／２の繰返し数での応力振幅σa をひずみに対して直線近似した直線を応力‐ひずみ曲線または弾性直線に外挿した交点とした。
本発明に沿うものは、鋼Ａ、Ｂ、Ｄ、Ｅ、Ｇ、Ｈ、Ｊ−１、Ｊ−６、Ｎ、Ｏの１０鋼であり、所定の量の鋼成分を含有し、その体積率最大のミクロ組織が、ベイナイト，またはフェライトおよびベイナイトの複合組織からなり、疲労試験後に観察される転位構造のうちセル構造の面積率が５０％以下であることを特徴とする、低サイクル疲労強度に優れる高バーリング性熱延鋼板が得られている。
【００５１】
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疲労強度（ＴＳ）が得られていない。鋼Ｆ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値（λ）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低サイクル疲労強度（ＣＹＳ／ＴＳ）が得られていない。鋼Ｊ−２は、仕上圧延終了温度（ＦＴ）が本発明の範囲より低く、ひずみが残留して延性（Ｅｌ）が低い。鋼Ｊ−３は、巻取温度（ＣＴ）が本発明の範囲より高く、目的とするミクロ組織が得られず十分な穴拡げ値（λ）が得られていない。
【００５２】
鋼Ｊ−４は、巻取温度（ＣＴ）が本発明の範囲より低く、目的とするミクロ組織が得られず十分な穴拡げ値（λ）が得られていない。鋼Ｊ−５は、仕上圧延後の冷却速度（ＣＲ）が本発明の範囲より遅く、目的とするミクロ組織が得られず十分な穴拡げ値（λ）が得られていない。鋼Ｋは、０．５２Ａｌ／Ｎの値が本発明の範囲外であるので十分な低サイクル疲労強度（ＣＹＳ／ＴＳ）が得られていない。鋼Ｌは、Ｃｒ＋３．５Ｍｏ＋３９Ｖの値が本発明の範囲外であるので十分な低サイクル疲労強度（ＣＹＳ／ＴＳ）が得られていない。鋼Ｍ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穴拡げ値（λ）が得られていない。
【００５３】
【発明の効果】
以上詳述したように、本発明は、低サイクル疲労強度に優れる高バーリング性熱延鋼板およびその製造方法に関するものであり、これらの熱延鋼板を用いることにより、自動車足廻り部品等の耐久性とバーリング加工性の両立が求められる部材においての重要な特性の一つである低サイクル疲労特性の大幅な改善が期待できるため、本発明は、工業的価値が高い発明であると言える。
【図面の簡単な説明】
【図１】疲労試験片の形状を説明する図である。
【図２】疲労試験荷重負荷方法を説明する図である。
【図３】透過型電子顕微鏡試料採取位置を説明する図である。
【図４】疲労試験後に観察される転位構造のうちセル構造の例を示す電子顕微鏡写真である。
【図５】疲労試験後に観察される転位構造のうちセル構造以外の例を示す電子顕微鏡写真である。
【図６】本発明に至る予備実験の結果を、疲労試験後のセル構造面積率と低サイクル疲労強度（繰返し降伏応力を引張強度で除した値）の関係で示す図である。
【図７】本発明に至る予備実験の結果を、０．５２Ａｌ／Ｎの値の範囲、Ｃｒ＋３．５Ｍｏ＋３９Ｖの値の範囲と疲労試験後のセル構造面積率の関係で示す図である。
【図８】疲労試験において１／２Ｎｆでの応力振幅σaを説明する図である。
【図９】疲労試験において繰返し降伏応力ＣＹＳ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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【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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