(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％にて、
Ｃ：０．０３〜０．２０％、
Ｓｉ：０．１〜１．４％、
Ｍｎ：０．５〜３．０％、
Ｐ：≦０．０２％、
Ｓ：≦０．０１％、
Ａｌ：０．００５〜１．０％、
Ｃｕ：０．２〜２．０％、
Ｂ：０．０００２〜０．００２０％
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼片を粗圧延終了後、高圧デスケーリングを行ない、Ａｒ3 変態点以上で熱間仕上圧延を終了した後、Ａｒ3 変態点からＡｒ1 変態点までの温度域で１〜１０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、ミクロ組織が、フェライトを主相とし、マルテンサイトを第二相とする複合組織であり、フェライト相におけるＣｕの存在状態は、Ｃｕ単独で構成される粒子の大きさが２ｎｍ以下の析出状態および／または固溶状態である鋼板を得ることを特徴とする疲労特性に優れた加工用熱延鋼板の製造方法。
【請求項２】
前記鋼が、さらに、質量％にて、
Ｎｉ：０．１〜１．０％
を含有することを特徴とする、請求項１に記載の疲労特性に優れた加工用熱延鋼板の製造方法。
【請求項３】
前記鋼が、さらに、質量％にて、
Ｃａ：０．００５〜０．０２％、
ＲＥＭ：０．００５〜０．２％
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または請求項２に記載の疲労特性に優れた加工用熱延鋼板の製造方法。
【請求項４】
前記鋼が、さらに、質量％にて、
Ｍｏ：０．０５〜１．０％、
Ｖ：０．０２〜０．２％、
Ｔｉ：０．０１〜０．２％、
Ｎｂ：０．０１〜０．１％、
Ｃｒ：０．０１〜１．０％、
Ｚｒ：０．０２〜０．２％
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３のいずれか１項に記載の疲労特性に優れた加工用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、疲労特性に優れた加工用熱延鋼板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耐久性と加工性の両立が求められる素材として好適な疲労特性に優れた加工用熱延鋼板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、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きた。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。
一般に、材料は、高強度になるほど延性が低下して加工性（成形性）が悪くなるばかりでなく、切り欠き感受性も高くなる。そのため、複雑な形状をしている自動車の足廻り部品等への高強度鋼板の適用にあたっては、その成形性だけでなく、疲労耐久性も重要な検討課題となる。
【０００３】
加工性に優れた高強度熱延鋼板として、特に、低降伏比でかつ延性の優れた高強度鋼板を、フェライトとマルテンサイトを主体とするミクロ組織で得る発明が、例えば、特開昭５８−６９３７号公報や特開昭６０−１２１２２５号公報等で開示されている。また、特に、伸びフランジ性（穴拡げ性）の優れた高強度鋼板を、フェライトとベイナイトを主体とするミクロ組織で得る発明が、例えば、特開昭５７−１４５９６５号公報や特開昭６１−９６０５７号公報等で開示されている。さらにまた、これらの特性を兼ね備えた高強度鋼板を、フェライト、ベイナイトとマルテンサイトを主体とするミクロ組織で得る発明が、例えば、特開平３−２６４６４５号公報等で開示されている。
【０００４】
また、疲労特性に優れた高強度熱延鋼板としては、特開平４−２７６０１６号公報、特開平５−３３１５９１号公報、特開平６−１４５７９２号公報、特開平８−６０２４０号公報等で、疲労特性を向上させるために特定の添加元素に注目して、Ｐの固溶強化および／またはＣｕの析出強化を利用する発明が開示されている。すなわち、上記の特開平４−２７６０１６号公報には、Ｐの固溶強化とＣｕの析出強化によって疲労強度を向上させる技術が開示されている。
【０００５】
また、特開平５−３３１５９１号公報では、ミクロ組織をフェライトとマルテンサイトまたはフェライト、マルテンサイトおよび残留オーステナイトとし、フェライト相にε−Ｃｕを析出させて疲労強度と伸びフランジ性を向上させる技術が開示されている。また、特開平６−１４５７９２号公報では、ミクロ組織をフェライト、ベイナイトおよびマルテンサイトの三相とし、それぞれの相の体積分率を規定して強度と伸びフランジ性を確保するとともに、Ｃｕの析出強化によって疲労特性を向上させる技術が開示されている。
【０００６】
さらに、特開平８−６０２４０号公報では、ミクロ組織をフェライト、ベイナイトおよびマルテンサイトの三相とし、それぞれの相の体積分率を規定して強度延性バランスを確保し、巻取温度を４００℃以上としてＣｕの析出強化によって疲労特性を向上させる技術が開示されている。一方、特開平９−１３７３４９号公報では、ミクロ組織をフェライト、ベイナイトおよびマルテンサイトの三相とし、それぞれの相の体積分率を特定するとともにＴｉ、Ｎｂの炭化物でフェライト相を析出強化し、さらに表面近傍のフェライト粒径と鋼板表面の粗さを規定して疲労特性を向上させる技術が開示されている。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、ロードホィールのディスク等の一部の部品においては、伸び、低降伏比等の加工性とともに疲労耐久性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といわざるを得ない。すなわち、上記特開平４−２７６０１６号公報に記載の発明では、結晶粒界に偏析し粒界脆化を引き起こすＰが０．０５〜０．１２％添加されることが必須であるため、疲労破壊の起点となる粒界破壊が起こった場合、疲労特性が著しく劣化する可能性がある。
【０００８】
さらに、同文献には、Ｐによる粒界脆化等を抑制するＢの添加については何も記載されていない。また、上記特開平５−３３１５９１号公報に記載の発明では、フェライト相にε−Ｃｕを析出させているため延性が低下して加工性が悪くなる可能性がある。また、上記特開平６−１４５７９２号公報に記載の発明では、熱履歴等によりフェライト、ベイナイトおよびマルテンサイトの各相の体積分率が変動しやすく、それによって延性等の特性が大きく影響されるため鋼板の長手方向や幅方向の材質のばらつきを生じやすいという問題点がある。
【０００９】
また、上記特開平８−６０２４０号公報に記載の発明では、巻取温度を４００℃以上と規定しているため、ミクロ組織に多量のベイナイトやパーライトが生成し、十分なマルテンサイトを得られず低降伏比でないばかりか、十分な疲労限度比が得られない。さらに、上記特開平９−１３７３４９号公報に記載の発明では、析出強化に有効なＴｉ、Ｎｂの炭化物を得るために熱間圧延前の加熱炉工程において高い溶体化温度での加熱が必要なため操業コストや省エネルギーの観点から好ましくない。
そこで、本発明は、疲労特性と加工性を両立させるための鋼板特性の製造方法を明らかにして、上記従来技術の課題を有利に解決できる、疲労特性に優れた加工用熱延鋼板の製造方法を提供することを目的とするものである。
【００１０】
【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、熱延鋼板の疲労特性と加工性の両立を達成すべく鋭意研究を重ねた。その結果、固溶しているＣｕもしくはＣｕ単独で構成される粒子サイズが２ｎｍ以下のＣｕ析出物が疲労特性向上に非常に有効であり、かつ加工性も損なわないことを見出し、本発明をなしたものである。
【００１１】
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、フェライト相におけるＣｕ単独で構成される粒子サイズの疲労特性に及ぼす効果についての調査を行った。そのための供試材は、次のようにして準備した。すなわち、０．０５％Ｃ−１．０％Ｓｉ−１．４％Ｍｎ−１．０％Ｃｕ−０．５％Ｎｉ−０．０００３％Ｂに成分調整し溶製した鋳片を熱間圧延して常温で巻き取った鋼板を、１００〜６００℃で１時間等温保持した後、炉冷する熱処理を施し、ミクロ組織が、フェライトを主相とし、マルテンサイトを第二相とする複合組織を有し、フェライト相におけるＣｕ単独で構成される粒子のサイズを変化させた鋼板を得た。
【００１２】
なお、ここでの第二相は、主としてマルテンサイトであるが、一部残留オーステナイトを含むことも許容されるものである。これらの鋼板について疲労試験を行った結果を、図１に示す。この結果より、フェライトとマルテンサイトおよび一部残留オーステナイトを含む複合組織からなる鋼板において、そのフェライト相におけるＣｕ単独で構成される粒子の平均サイズと疲労限度比には強い相関があり、フェライト相におけるＣｕ単独で構成される粒子の平均サイズが２ｎｍ以下で疲労限度比が著しく向上することを新規に知見した。
【００１３】
このメカニズムは必ずしも明らかではないが、固溶しているＣｕもしくはＣｕ単独で構成される粒子サイズが２ｎｍ以下のＣｕ析出物はフェライト相において繰返し荷重下での交差すべりを抑制し、繰返し荷重による表面のすべりステップの形態を粗で深い状態から密で浅い状態に変化させ、そこでの応力集中が緩和されるために疲労き裂の発生抵抗を向上させると推測される。
また、熱間圧延条件等を制限することによって、フェライト相におけるＣｕ単独で構成される粒子の平均サイズが２ｎｍ以下という鋼板を製造できることも新たに知見した。
【００１４】
次に、Ｂ元素の疲労特性に及ぼす効果についての調査を行った。そのための供試材は、次のようにして準備した。すなわち、０．０５％Ｃ−１．０％Ｓｉ−１．４％Ｍｎ−０．５％Ｎｉ鋼をベースにして、１．０％のＣｕを添加した鋼とＣｕを添加しない鋼に、さらに、Ｂ含有濃度を変化させた鋼を成分調整し溶製した鋳片を、熱間圧延して常温で巻き取り、ミクロ組織が、フェライトを主相とし、マルテンサイトを第二相とする複合組織を有する鋼板を得た。これらの鋼板について疲労試験を行った結果を、図２に示す。この結果より、１．０％のＣｕを添加した鋼に限り、Ｂ含有濃度と疲労限度比に強い相関があり、さらに、Ｂの含有濃度が２ｐｐｍ以上で疲労限度比が著しく向上することを新規に知見した。
【００１５】
なお、引張試験による機械的性質については、ＪＩＳ  Ｚ  ２２０１記載の５号試験片にて、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１記載の試験方法で測定した。また、鋼板の疲労特性は、図３に示すような板厚３．０ｍｍ、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である疲労試験片を用い、完全両振りの平面曲げ疲労試験によって得られた２×１０6 回での疲労強度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。
【００１６】
また、フェライト相におけるＣｕ単独で構成される粒子は、供試鋼の１／４厚のところから透過型電子顕微鏡サンプルを採取し、エネルギー分散型Ｘ線分光（Ｅｎｅｒｇｙ  Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ  Ｘ−ｒａｙ  Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｅ：ＥＤＳ）や電子エネルギー損失分光（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｅｎｅｒｇｙ  Ｌｏｓｓ  Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｅ：ＥＥＬＳ）の組成分析機能を加えた、２００ｋＶの加速電圧の電界放射型電子銃（Ｆｉｅｌｄ  Ｅｍｉｓｓｉｏｎ  Ｇｕｎ：ＦＥＧ）を搭載した透過型電子顕微鏡によって観察した。観察される粒子の組成は、上記ＥＤＳおよびＥＥＬＳによりＣｕ単独であることを確認した。また、本願で規定するフェライト相におけるＣｕ単独で構成される粒子のサイズは、観察される粒子のサイズをそれぞれ測定したもののその一視野での平均の値である。本発明は、上記知見により構成したもので、その要旨は、以下の通りである。
【００１７】
（１）質量％にて、Ｃ：０．０３〜０．２０％、Ｓｉ：０．１〜１．４％、、Ｍｎ：０．５〜３．０％、Ｐ：≦０．０２％、Ｓ：≦０．０１％、Ａｌ：０．００５〜１．０％、Ｃｕ：０．２〜２．０％、Ｂ：０．０００２〜０．００２０％を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼片を粗圧延終了後、高圧デスケーリングを行ない、Ａｒ3 変態点以上で熱間仕上圧延を終了した後、Ａｒ3 変態点からＡｒ1 変態点までの温度域で１〜１０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、ミクロ組織が、フェライトを主相とし、マルテンサイトを第二相とする複合組織であり、フェライト相におけるＣｕの存在状態は、Ｃｕ単独で構成される粒子の大きさが２ｎｍ以下の析出状態および／または固溶状態である鋼板を得ることを特徴とする疲労特性に優れた加工用熱延鋼板の製造方法。
【００１８】
（２）前記鋼が、さらに、質量％にて、Ｎｉ：０．１〜１．０％を含有することを特徴とする上記（１）に記載の疲労特性に優れた加工用熱延鋼板の製造方法。
（３）前記鋼が、さらに、質量％にて、Ｃａ：０．００５〜０．０２％、ＲＥＭ＝０．００５〜０．２％の一種または二種を含有することを特徴とする、上記（１）または（２）に記載の疲労特性に優れた加工用熱延鋼板の製造方法。
（４）前記鋼が、さらに、質量％にて、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｖ：０．０２〜０．２％、Ｔｉ：０．０１〜０．２％、Ｎｂ：０．０１〜０．１％、Ｃｒ：０．０１〜１．０％、Ｚｒ：０．０２〜０．２％の一種または二種以上を含有することを特徴とする、上記（１）ないし（３）いずれか１項に記載の疲労特性に優れた加工用熱延鋼板の製造方法にある。
【００１９】
【発明の実施の形態】
以下、本発明を詳細に説明する。
まず、本発明の鋼板のミクロ組織およびＣｕの存在状態について説明する。
鋼板のミクロ組織は、優れた加工性を確保するために、フェライトを主相とし、マルテンサイトを第二相とする複合組織とする。ただし、第二相には一部残留オーステナイトを含むことを許容するものである。なお、良好な加工性を保証する良好な延性や７０％以下の低降伏比を確保するためには、フェライトの体積分率が５０％以上でかつ残留オーステナイトの体積分率が５％未満が好ましい。ここで、フェライト、マルテンサイトおよび残留オーステナイト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のそれらの組織の面積分率で定義される。
【００２０】
また、フェライト相におけるＣｕの存在状態は、Ｃｕ単独で構成される粒子の大きさが２ｎｍ以下の析出状態および／または固溶状態とする。これにより、加工性の劣化につながる静的強度の上昇を抑えつつ、すなわち、フェライトとマルテンサイトの複合組織鋼板の優れた加工性を損なうことなく、疲労特性を向上させることができる。一方、フェライト相におけるＣｕ単独で構成される粒子の大きさが２ｎｍ超であると、Ｃｕの析出強化により鋼板の静的強度が著しく上昇するため、加工性が著しく劣化することになる。また、このようなＣｕの析出強化では、疲労限は静的強度の上昇ほどには向上しないので疲労限度比が低下してしまう。そのため、フェライト相におけるＣｕ単独で構成される粒子の大きさは、２ｎｍ以下とする必要がある。
【００２１】
次に、本発明の化学成分の限定理由について説明する。
Ｃは、０．２０％超含有していると加工性及び溶接性が劣化するので、０．２０％以下とする。また０．０３％未満であると組織中のマルテンサイトの体積率が減少し、強度が低下するので０．０３％以上とする。
Ｓｉは、フェライト変態の促進と未変態オーステナイト中のＣ濃度をあげて複合組織を生成する効果がある。ただし、０．１％以下では、その効果が失われ、１．４％超添加してもその効果は飽和する。従って、Ｓｉの含有量は０．１％超、１．４％以下とする。
【００２２】
Ｍｎは、目的とする第二相であるマルテンサイトを得るために、０．５％以上必要である。また、３．０％超添加するとスラブ割れを生ずるため、３．０％以下とする。
Ｐは、０．０２％超添加すると加工性や溶接性に悪影響を及ぼすだけでなく、粒界に偏析して粒界強度を低下させ粒界脆化を起こすので、０．０２％以下とする。
【００２３】
Ｓは、多すぎると熱間圧延時の割れを引き起こす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。
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伸びを劣化させるので好ましくは０．５％以下とする。
【００２４】
Ｃｕは、本発明の最も重要な元素一つであり、固溶もしくは２ｎｍ以下の粒子サイズに析出させることにより疲労特性を改善する効果がある。ただし、０．２％未満では、その効果は少なく、２．０％を超えて添加しても効果が飽和するので、０．２〜２．０％と添加範囲を限定する。
Ｂは、本発明の最も重要な元素の一つであり、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。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、０．００２０％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、０．００２０％以下とする。
【００２５】
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、１．０％を超えて添加してもその効果が飽和するので、０．１〜１．０％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、０．００５％未満添加してもその効果がなく、Ｃａならば０．０２％超、ＲＥＭならば０．２％超添加してもその効果が飽和するのでＣａ＝０．００５〜０．０２％、ＲＥＭ＝０．００５〜０．２％とする。
【００２６】
さらに、強度を付与するために、Ｍｏ、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｚｒの析出強化もしくは固溶強化元素の一種または二種以上を添加しても良い。ただし、それぞれ、０．０５％、０．０２％、０．０１％、０．０１％、０．０１％、０．０２％未満ではその効果を得ることができない。また、それぞれ、１．０％、０．２％、０．２％、０．１％、１．０％、０．２％を超え添加してもその効果は飽和する。
【００２７】
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、１３５０℃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１３５０℃未満が望ましい。
【００２８】
熱間圧延工程は、粗圧延を終了後に高圧デスケーリングを行う。
高圧デスケーリングの条件は、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
【００２９】
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
【００３０】
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。
続く仕上げ圧延は、最終パス温度（ＦＴ）がＡｒ3 変態点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 変態点を切るとフェライト粒にひずみが残留して延性が低下するためである。
【００３１】
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１〜１０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、１０秒超では、パーライトが生成し、目的とするフェライトを主相とし、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。また、１〜１０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。
【００３２】
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（ベイニティックフェライトを含む、以下同じ）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主相とし、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主相とし、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だけでなく、巻き取り後に静的強度における析出強化能が大きいサイズのＣｕの析出が起こる恐れがあるため、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。
【００３３】
【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〜Ｚ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、粗圧延後に高圧デスケーリング（条件：衝突圧Ｐ＝２．７ＭＰａ，流量Ｌ＝０．００１リットル／ｃｍ2）を行い、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に示す時間で滞留後、表２に示す冷却速度（ＣＲ）で冷却し巻取温度（ＣＴ）でそれぞれ巻き取った。ただし、表中の化学組成についての表示は質量％である。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、ＪＩＳＺ  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に鋼板の組織の体積率とその試験結果を示す。鋼板圧延方向断面厚みの１／４厚を光学顕微鏡で２００〜５００倍で観察した組織の体積率を合わせて表２に示す。
【００３４】
【表１】
0003831146.tif 000002
【００３５】
【表２】
0003831146.tif 000003
【００３６】
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、２×１０6回での疲労強度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。
また、フェライト相におけるＣｕ単独で構成される粒子は、供試鋼の１／４厚のところから透過型電子顕微鏡サンプルを採取し、エネルギー分散型Ｘ線分光（ＥＤＳ）や電子エネルギー損失分光（ＥＥＬＳ）の組成分析機能を加えた、２００ｋＶの加速電圧の電界放射型電子銃（ＦＥＧ）を搭載した透過型電子顕微鏡によって観察した。観察される粒子の組成は、上記ＥＤＳおよびＥＥＬＳによりＣｕ単独であることを確認した。また、本願で規定するフェライト相におけるＣｕ単独で構成される粒子のサイズは、観察される粒子のサイズをそれぞれ測定したもののその一視野での平均の値である。
【００３７】
本発明に沿うものは、鋼Ａ−１、Ａ−４、Ｂ−１、Ｃ−１、Ｄ−１、Ｆ−１、Ｈ−１、Ｉ−１、Ｊ−１、Ｊ−２、Ｊ−４、Ｋ−１、Ｌ−２、Ｎ−１、Ｐ−１、Ｒ−１、Ｓ−１、Ｔ−１、Ｗ−１、Ｘ−１、Ｚ−１の２１鋼であり、主相であるフェライト相におけるＣｕ単独で構成される粒子の大きさが２ｎｍ以下である疲労特性に優れた加工用熱延鋼板が得られている。
【００３８】
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Ａ−２は、仕上圧延終了温度（ＦＴ）が本発明の範囲外であるのでフェライト粒にひずみが残留して延性が低下するたけでなく低降伏比（ＹＲ）も得られていない。鋼Ａ−３は、熱間圧延後の巻取温度（ＣＴ）が本発明の範囲外であるので目的とする第二相のマルテンサイトを十分に得られない。また、Ｃｕ単独で構成される粒子の大きさが２ｎｍ以上になる。そのため十分な疲労限度比（σＷ／σＢ）が得られていない。
【００３９】
鋼Ａ−５は、滞留後の冷却速度（ＣＲ）が本発明の範囲外であるのでパーライトが生成してしまい目的とするフェライトを主相とし、マルテンサイトを第二相とするミクロ組織が得られず低降伏比（ＹＲ）で十分な疲労限度比も得られていない。鋼Ｅ−１は、Ｐの含有量が本発明の範囲外であるのでＰが粒界に偏析して粒界強度を低下させるため十分な疲労限度比が得られていない。鋼Ｇ−１は、Ｃｕの含有量が本発明の範囲外であるので疲労特性を改善する効果が少なく十分な疲労限度比が得られていない。
【００４０】
鋼Ｊ−３および鋼Ｌ−１は、仕上圧延後の滞留時間が本発明の範囲外であるので目的とするフェライトを主相とし、マルテンサイトを第二相とするミクロ組織が得られず低降伏比で十分な疲労限度比も得られていない。鋼Ｍ−１は、Ｂの含有量が本発明の範囲外であるのでＣｕと複合添加されることで発現する疲労特性向上効果を得ることができず十分な疲労限度比も得られていない。鋼Ｏ−１、鋼Ｑ−１は、Ｓｉ含有量が本発明の上限を超えているのでスケールの性状が悪くなり表面性状が劣化するため十分な疲労限度比が得られていない。
【００４１】
鋼Ｕ−１は、Ｓｉの含有量が本発明の下限を割っているのでフェライト変態の促進効果と未変態オーステナイト中へのＣ元素の濃化による複合組織の生成効果が得られず目的とするフェライトを主相とし、マルテンサイトを第二相とするミクロ組織が得られず十分な疲労限度比も得られていない。鋼Ｖ−１は、Ｍｎの含有量が本発明の範囲外であるので目的とする第二相のマルテンサイトを十分に得られず低降伏比も得られていない。鋼Ｙ−１は、Ｃの含有量が本発明の範囲外であるのでミクロ組織中のマルテンサイトの体積率が十分でなく低降伏比で十分な疲労限度比も得られていない。
【００４２】
【発明の効果】
以上詳述したように、本発明は、疲労特性に優れた加工用熱延鋼板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、伸びを始めとする加工性を十分に確保しつつ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】本発明に至る予備実験の結果を、Ｃｕ単独で構成される粒子の大きさと疲労限度比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、Ｂ元素の濃度と疲労限度比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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