(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％にて、
Ｃ：０．０５〜０．３０％、
Ｓｉ：０．１〜２．０％、
Ｍｎ：０．５〜２．５％、
Ｐ：≦０．０２％、
Ｓ：≦０．０１％、
Ａｌ：０．００５〜０．１％、
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であって、そのミクロ組織が、フェライト、ベイナイト、残留オーステナイトを主要構成組織とし、さらに、マルテンサイトを含むこともある複合組織であり、前記残留オーステナイトの体積率は、５％以上、２５％以下であり、前記フェライト相におけるＣｕの存在状態は、固溶状態またはＣｕ単独で構成される粒子の大きさが２ｎｍ以下の析出状態であることを特徴とする、疲労特性に優れた加工用高強度冷延鋼板。
【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高強度冷延鋼板。
【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高強度冷延鋼板。
【請求項４】
前記鋼が、さらに、質量％にて、
Ｍｏ：０．０５〜０．２％、
Ｖ：０．０２〜０．２％、
Ｔｉ：０．０１〜０．２％、
Ｎｂ：０．０１〜０．１％、
Ｃｒ：０．０１〜０．２％、
Ｚｒ：０．０２〜０．３％
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高強度冷延鋼板。
【請求項５】
請求項１ないし請求項４のいずれか１項に記載の成分を有する鋼片の熱間圧延を、Ａｒ3 変態点以上で仕上圧延を行う以外は常法に従って行い、引き続き常法に従って、酸洗、冷間圧延を行った後、連続焼鈍するに際し、Ａｃ1 変態点以上、Ａｃ3 変態点以下の二相域で３０〜１５０秒間保持した後、２０℃／ｓ以上の冷却速度で、３５０〜４５０℃の温度域まで冷却し、該温度域で１５〜６００秒間保持した後、５℃／ｓ以上の冷却速度で１５０℃以下まで冷却することを特徴とする、そのミクロ組織が、フェライト、ベイナイト、残留オーステナイトを主要構成組織とし、さらに、マルテンサイトを含むこともある複合組織であり、前記残留オーステナイトの体積率は、５％以上、２５％以下であり、前記フェライト相におけるＣｕの存在状態は、固溶状態またはＣｕ単独で構成される粒子の大きさが２ｎｍ以下の析出状態である疲労特性に優れた加工用高強度冷延鋼板の製造方法。
【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高強度冷延鋼板およびその製造方法に関するものであり、特に、自動車のバンパー、ドアインパクトビーム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高強度冷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合金等軽金属の適用や鋼の高強度化が進められている。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、その使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、安価である高強度冷延鋼板の適用が強く求められている。
【０００３】
一般に、材料は高強度になるほど延性が低下し加工性（成形性）が悪くなるばかりでなく、切り欠き感受性が高くなる。そのため、走行中の振動等により疲労破壊が生じる危険性のある部品への高強度鋼板の適用には、成形性の検討だけでなく、切り欠き、溶接部等の応力集中部の応力集中係数を低減する配慮に加えて、鋼板そのものの疲労耐久性も重要な検討課題となる。
【０００４】
加工性に優れた高強度冷延鋼板としては、例えば、特開昭６１−２７２３２１号公報や特開昭６２−７４０２４号公報等で開示された発明がある。また、特開昭６３−１０５９３０号公報や特開昭６４−７９３２２号公報には、冷延、焼鈍をする前の熱延板でのミクロ組織を最適化することにより疲労特性を向上させる発明が開示されている。しかし、ミクロ組織としてフェライト、マルテンサイト、残留オーステナイトから構成されているもののマルテンサイト体積率が高いために伸びが十分ではない。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、走行中の振動等により疲労破壊が生じる危険性のある自動車部品の一部の部品においては、疲労耐久性が大変に重要であるが、上記従来技術では、十分な疲労特性とともに良好な成形性を得ることができない。
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とその製造方法を明らかにして  疲労特性に優れた加工用高強度冷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ものである。
【０００６】
【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、それに続く酸洗、冷間圧延、連続焼鈍設備により工業的規模で生産されている高強度冷延鋼板の製造プロセスを念頭において、高強度冷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。
【０００７】
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、０．１２％Ｃ−１．３５％Ｓｉ−１．４０％Ｍｎ−１．０％Ｃｕ−０．５％Ｎｉ−０．０００３％Ｂに成分調整し溶製した鋳片を８５０℃で圧延して常温で巻取り、酸洗後、３．０ｍｍから１．２ｍｍまで６０％の冷間圧延を行った鋼板を８００℃で６０秒保持した後７０℃／ｓの冷却速度で３５０℃まで冷却した後、１００〜６００℃の温度で３６０秒間保持後水冷の熱処理を施し、ミクロ組織が、残留オーステナイトの体積率が５％以上２５％以下であって、残部がフェライト、ベイナイト、マルテンサイト有する鋼板を得た。
【０００８】
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、残留オーステナイトの体積率が５％以上、２５％以下であって、残部がフェライト、ベイナイト、マルテンサイトを有する鋼板において、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。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。
【０００９】
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、０．１２％Ｃ−１．３５％Ｓｉ−１．４０％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８５０℃で圧延して常温で巻き取り、酸洗後、３．０ｍｍから１．２ｍｍまで６０％の冷間圧延を行った鋼板を８００℃で６０秒保持した後、７０℃／ｓの冷却速度で３５０℃まで冷却した後、３６０〜３８０℃の温度範囲で３６０秒間保持後、水冷の熱処理を施し、ミクロ組織が、残留オーステナイトの体積率が５％以上、２５％以下であって、残部がフェライト、ベイナイト、マルテンサイト有する鋼板を得た。
【００１０】
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。
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。
【００１１】
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、本発明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。
【００１２】
本発明は、上記知見により構成したもので、その要旨は、
（１）質量％にて、Ｃ：０．０５〜０．３０％、Ｓｉ：０．１〜２．０％、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｐ：≦０．０２％、Ｓ：≦０．０１％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、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であって、そのミクロ組織が、フェライト、ベイナイト、残留オーステナイトを主要構成組織とし、さらに、マルテンサイトを含むこともある複合組織であり、前記残留オーステナイトの体積率は、５％以上、２５％以下であり、前記フェライト相におけるＣｕの存在状態は、固溶状態またはＣｕ単独で構成される粒子の大きさが２ｎｍ以下の析出状態であることを特徴とする、疲労特性に優れた加工用高強度冷延鋼板。
【００１３】
（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、前記（１）に記載の疲労特性に優れた加工用高強度冷延鋼板。
（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、前記（１）または（２）に記載の疲労特性に優れた加工用高強度冷延鋼板。
（４）前記鋼が、さらに、質量％にて、Ｍｏ：０．０５〜０．２％、Ｖ：０．０２〜０．２％、Ｔｉ：０．０１〜０．２％、Ｎｂ：０．０１〜０．１％、Ｃｒ：０．０１〜０．２％、Ｚｒ：０．０２〜０．３％の一種または二種以上を含有することを特徴とする、前記（１）ないし（３）のいずれかに記載の疲労特性に優れた加工用高強度冷延鋼板。
【００１４】
（５）前記（１）ないし（４）のいずれかに記載の成分を有する鋼片の熱間圧延を、Ａｒ3 変態点以上で仕上圧延を行う以外は常法に従って行い、引き続き常法に従って、酸洗、冷間圧延を行った後、連続焼鈍するに際し、Ａｃ1 変態点以上、Ａｃ3 変態点以下の二相域で３０〜１５０秒間保持した後、２０℃／ｓ以上の冷却速度で、３５０〜４５０℃の温度域まで冷却し、該温度域で１５〜６００秒間保持した後、５℃／ｓ以上の冷却速度で１５０℃以下まで冷却することを特徴とする、そのミクロ組織が、フェライト、ベイナイト、残留オーステナイトを主要構成組織とし、さらに、マルテンサイトを含むこともある複合組織であり、前記残留オーステナイトの体積率は、５％以上、２５％以下であり、前記フェライト相におけるＣｕの存在状態は、固溶状態またはＣｕ単独で構成される粒子の大きさが２ｎｍ以下の析出状態である疲労特性に優れた加工用高強度冷延鋼板の製造方法にある。
【００１５】
【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。
本発明の鋼板のミクロ組織は、フェライト、ベイナイト、残留オーステナイトを主要構成組織とし、さらに、マルテンサイトを含むこともある複合組織であり、前記残留オーステナイトの体積率は、５％以上、２５％以下であり、前記フェライト相におけるＣｕの存在状態は、固溶状態またはＣｕ単独で構成される粒子の大きさが２ｎｍ以下の析出状態である。
【００１６】
本発明の複合組織鋼板は、残留オーステナイトが応力誘起マルテンサイト変態による変態誘起塑性（ＴＲａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ  Ｉｎｄｕｃｅｄ  Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ：以下ＴＲＩＰ）を起こすことによって優れた加工性を発現する。残留オーステナイトの体積率が５％未満では、ＴＲＩＰが起こったとしてもその絶対量が少ないので優れた加工性を得られず、２５％超では残留オーステナイト相のＣ濃度が低く不安定で変態しやすく、加工性に有効なＴＲＩＰが起きない。そのため、残留オーステナイトの体積率は、５％以上、２５％以下とする必要がある。ただし、ここで言う残留オーステナイトの体積率とは、鋼板のある断面で観察されたミクロ組織中の残留オーステナイトの面積率で定義されている。
【００１７】
これに加えて、本発明の複合組織鋼板では、フェライト相中で固溶している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、加工性の劣化につながる静的強度の上昇をおさえて疲労限のみを上昇させる。ただし、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超であると静的強度はＣｕの析出強化で著しく上昇しかつ、加工性が劣化するばかりでなく、Ｃｕの析出強化では疲労限が静的強度ほど上昇しないので疲労限度比が低下する。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。
なお、本発明の鋼板が良好な伸びを有するためには、フェライトの体積率は４０％以上が好ましく、マルテンサイトの体積率は５％未満が好ましい。
【００１８】
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、０．０５％未満であると良好な延性を付与するための十分な残留オーステナイト量を得ることができないので０．０５％以上とする。また０．３０％超含有していると加工性及び溶接性が著しく劣化するので、０．３０％以下とする。さらに、０．２０％超含有していると溶接性が劣化するので、０．２０％以下が好ましい。
【００１９】
Ｓｉは、フェライト変態の促進とセメンタイトの析出抑制による未変態オーステナイト中のＣ濃度の上昇を促進し残留オーステナイトを得やすくする効果がある。ただし、０．１％未満では、上記のような効果が失われるので、０．１％以上とする。また、２．０％超添加するとその効果が飽和するので、２．０％以下とする。
Ｍｎは、オーステナイトの安定化元素であり目的とする残留オーステナイトを得やすくする効果がある。ただし、その効果を得るためには、０．５％以上必要である。また、２．５％超添加すると上記効果が飽和するだけでなく、溶接性も劣化させるため、２．５％以下とする。
【００２０】
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。
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、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だけでなく、コストの上昇を招くため、その上限を０．１％とする。
【００２１】
Ｃｕは、本発明の最も重要な元素の一つであり、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の添加量は、０．０００２％以上０．００２０％以下とする。
【００２２】
Ｎｉは、フェライトの生成も促進する元素であると共に、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。
【００２３】
以上を基本成分とするが、強度を付与するために以下の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、０．２％、０．２％、０．２％、０．１％、０．３％、０．２％を超え添加してもその効果は飽和する。
【００２４】
最後に、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
本発明は、所定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。
【００２５】
熱間圧延工程は、仕上温度（ＦＴ）がＡｒ3 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 点を切ると、結晶粒が粗大化して強度や延性の低下をまねくばかりでなく、表面品位低下につながるためである。仕上げ圧延後の冷却と巻取温度（ＣＴ）については、組織制御、析出物制御等を冷延後の焼鈍工程において行うため特に規定しないが、焼鈍後に残留オーステナイト、残部がフェライト、ベイナイトおよびマルテンサイトのミクロ組織を得やすくするために熱延板段階において、その組成配分が完了していることが望ましいので、仕上圧延を終了した後の冷却は、Ａｒ1 点まで１〜１０秒間空冷することが好ましい。
【００２６】
また、その後の冷却および巻取温度であるが、焼鈍時に、Ｃｕを固溶もしくは２ｎｍ以下の析出状態にするために、熱延板段階においもＣｕを固溶状態にしておくことが望ましいので、巻取温度は３５０℃以下で、その温度域までの冷却速度は２０℃／ｓ以上が好ましい。
次に酸洗後の冷間圧延工程であるが、冷間圧延率等については特に規定しない。ただし、冷間圧延の圧下率が３０％未満であると、その後の焼鈍工程において再結晶が完全に生じず延性が劣化し、８０％超の圧下率では冷間圧延機に負荷がかかりすぎるため、冷間圧延の圧下率は３０％以上８０％以下が好ましい。
【００２７】
最後に焼鈍工程であるが、焼鈍は連続焼鈍サイクルを前提としている。まず、加熱温度はＡｃ1 点以上Ａｃ3 点以下の二相域で行う。ただし、その温度範囲内でも低温すぎると、熱延板段階でセメンタイトやＣｕが析出していた場合、セメンタイトやＣｕが再固溶するのに時間がかかりすぎ、高温すぎるとオーステナイトの体積率が大きくなりすぎてオーステナイト中のＣ濃度が低下しベイナイトもしくはパーライト変態のノーズにかかりやすくなるため７８０℃以上８５０℃以下で加熱するのが好ましい。また、加熱時間であるが３０秒未満では、セメンタイトやＣｕが完全に再固溶するのに不十分であり、１５０秒超では、通板速度を低下させなければならず操業上好ましくないので、加熱時間は３０〜１５０秒間とする。
【００２８】
次に、加熱後の冷却速度であるが２０℃／ｓ未満では、パーライト変態のノーズにかかる恐れがあるため、２０℃／ｓ以上の冷却速度とする。また、このときの冷却終点温度であるが、４００℃超ではＣｕの析出が起こる恐れがあるので、冷却終点温度は４００℃以下が望ましい。次にベイナイト変態を促進し、必要な量の残留オーステナイト相を安定化させる３５０〜４５０℃の保持温度であるが、４５０℃超では残留したオーステナイトがパーライトに分解してしまうばかりか、フェライト相におけるＣｕの析出物の大きさが２ｎｍ超の大きさに成長するために静的強度がＣｕの析出強化で著しく上昇しかつ、加工性が劣化するばかりでなく、Ｃｕの析出強化では疲労限が静的強度ほど上昇しないので疲労限度比が低下してしまう。
【００２９】
また、３５０℃未満では、微細な炭化物が析出してしまい目的とする量の残留オーステナイトが得られないため延性が劣化するので、ベイナイト変態を促進し必要な量の残留オーステナイト相を安定化させる保持温度は３５０℃以上４５０℃以下とする。さらに、その保持時間であるが、１５秒未満ではベイナイト変態の促進が不十分であり、不安定な残留オーステナイトは冷却終了時にマルテンサイトとなってしまい必要な量の安定化した残留オーステナイト相が得られない。
【００３０】
また、６００秒超の保持は、ベイナイト変態を促進しすぎて必要な量の安定化した残留オーステナイト相を得られないばかりでなく、通板速度を低下させなければならず操業上好ましくない。従って、ベイナイト変態を促進し必要な量の残留オーステナイト相を安定化させる保持時間は、１５秒以上６００秒以下とする。最後に冷却完了温度までの冷却速度は、５℃／ｓ未満では、ベイナイト変態を促進しすぎて必要な量の安定化した残留オーステナイト相を得られない恐れがあるので、５℃／ｓ以上とする。
【００３１】
【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〜Ｘの鋼は、転炉にて溶製して、連続鋳造後、加熱温度１１００℃〜１２３０℃の温度で再加熱し、熱間圧延仕上温度７９０℃〜８３０℃、巻取温度室温〜４５０℃で熱間圧延工程を終了し、酸洗後、圧延率６０％〜８０％で０．７〜１．６ｍｍの板厚に冷間圧延した後、表２に示す条件で焼鈍を行った。なお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焼鈍板の引張試験は、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。表２にその試験結果を示す。
【００３２】
【表１】
0003749615.tif 000002
【００３３】
【表２】
0003749615.tif 000003
【００３４】
また、さらに図３に示すような、長さ９０ｍｍ、幅１８ｍｍ、最小断面部の幅が１０ｍｍ、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を鋼板の引っ張り強さσＢで除した値（疲労限度比σＷ／σＢ）で評価した。
【００３５】
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、本発明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。
【００３６】
本発明に沿うものは、鋼Ａ−２、Ｂ−１、Ｃ−１、Ｅ−１、Ｇ−１、Ｈ−１、Ｉ−１、Ｊ−２、Ｌ−１、Ｎ−１、Ｐ−１、Ｒ−１、Ｓ−１、Ｕ−１、Ｖ−１、Ｗ−１、Ｘ−１の１７鋼であり、残留オーステナイトの体積率が５％以上２５％以下であって、フェライト相におけるＣｕの析出物の大きさが２ｎｍ以下である疲労特性に優れた加工用高強度冷延鋼板が得られている。
【００３７】
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。
鋼Ａ−１は、加熱時間が本発明範囲より短く、セメンタイトやＣｕの再固溶が不十分であり、従って残留オーステナイトの体積率（ＳγＲ）が本発明の範囲外であるため加工性の指標である強度−延性バランス（σＢ×Ｅｌ）が十分ではない。
鋼Ａ−３は、加熱後の冷却速度（ＣＲ）が本発明範囲より遅く、パーライト変態のノーズにかかりミクロ組織中にパーライトが混入する。従って残留オーステナイトの体積率（ＳγＲ）が本発明の範囲外であるため加工性の指標である強度−延性バランス（σＢ×Ｅｌ）が十分ではない。
【００３８】
鋼Ａ−４は、加熱温度（ＳＴ）が本発明範囲より低く、セメンタイトやＣｕの再固溶が不十分であり、従って残留オーステナイトの体積率（ＳγＲ）が本発明の範囲外であるため加工性の指標である強度−延性バランス（σＢ×Ｅｌ）が十分ではない。
鋼Ｄ−１は、Ｓｉの含有量が本発明範囲より多いので、スケールにより表面性状が劣化して十分な疲労限度比（σＷ／σＢ）が得られていない。
鋼Ｆ−１は、疲労特性を改善する効果があるＣｕの含有量が本発明範囲より少ないので十分な疲労限度比（σＷ／σＢ）が得られていない。
【００３９】
鋼Ｊ−１は、本発明で規定するベイナイト変態を促進し、必要な量の残留オーステナイト相を安定化させる３５０〜４５０℃の温度域での保持を行っていない。従ってベイナイト変態の促進が不十分であり、ミクロ組織中にマルテンサイトが混入し、必要な量の安定化した残留オーステナイト相が得られないため残留オーステナイトの体積率（ＳγＲ）が本発明の範囲外であるので、加工性の指標である強度−延性バランス（σＢ×Ｅｌ）が十分ではない。
【００４０】
鋼Ｊ−３は、ベイナイト変態を促進し、必要な量の残留オーステナイト相を安定化させる保持温度が本発明範囲より高いので、残留したオーステナイトがパーライトに分解してしまうばかりか、フェライト相におけるＣｕの析出物の大きさが２ｎｍ超の大きさに成長するために静的強度がＣｕの析出強化で著しく上昇しかつ、加工性が劣化するばかりでなく、Ｃｕの析出強化では疲労限が静的強度ほど上昇しない。従って加工性の指標である強度−延性バランス（σＢ×Ｅｌ）が十分ではなく、また十分な疲労限度比（σＷ／σＢ）が得られていない。
【００４１】
鋼Ｊ−４は、ベイナイト変態を促進し必要な量の残留オーステナイト相を安定化させる温度域での保持時間が本発明範囲よりも長く、従ってベイナイト変態が促進しすぎて必要な量の安定化した残留オーステナイト相を得られないため、残留オーステナイトの体積率（ＳγＲ）が本発明の範囲外であるので、加工性の指標である強度−延性バランス（σＢ×Ｅｌ）が十分ではない。
鋼Ｊ−５は、ベイナイト変態を促進し、必要な量の残留オーステナイト相を安定化させる保持温度が本発明範囲より低く、従って微細な炭化物が析出してしまい目的とする量の残留オーステナイトが得られないため残留オーステナイトの体積率（ＳγＲ）が本発明の範囲外であるので、加工性の指標である強度−延性バランス（σＢ×Ｅｌ）が十分ではない。
【００４２】
Ｋ−１は、良好な延性を付与するための十分な残留オーステナイト量を得るのに不可欠な元素であるＣの含有量が本発明範囲より少ないため、残留オーステナイトの体積率（ＳγＲ）が本発明の範囲外であるので、加工性の指標である強度−延性バランス（σＢ×Ｅｌ）が十分ではない。
鋼Ｍ−１は、フェライト変態の促進とセメンタイトの析出抑制による未変態オーステナイト中のＣ濃度上昇の促進の効果があるＳｉの含有量が本発明範囲より少ないので、残留オーステナイトの体積率（ＳγＲ）が本発明の範囲外であるため加工性の指標である強度−延性バランス（σＢ×Ｅｌ）が十分ではない。
【００４３】
鋼Ｏ−１は、粒界に偏析して粒界強度を低下させるＰの含有量が本発明範囲より多いので、十分な疲労限度比（σＷ／σＢ）が得られていない。
鋼Ｑ−１は、オーステナイトの安定化元素であり目的とする残留オーステナイトを得やすくする効果があるＭｎの含有量が本発明範囲より少ないので、残留オーステナイトの体積率（ＳγＲ）が本発明の範囲外であるため加工性の指標である強度−延性バランス（σＢ×Ｅｌ）が十分ではない。
鋼Ｔ−１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Ｂの含有量が本発明範囲より少ないので十分な疲労限度比（σＷ／σＢ）が得られていない。
【００４４】
【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およびそ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、強度―延性バランス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の添加量と疲労限度比の関係で示す図である。
【図３】疲労試験片の図である。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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