JP3781344B2 - バーリング加工性と疲労特性に優れた熱延鋼板の製造方法 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、バーリング加工性と疲労特性に優れた引張強度６４０ＭＰａ以上の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−ドホイ−ル等の穴拡げ加工性と耐久性の両立が求められる素材として好適な穴拡げ性（バーリング加工性）と疲労特性に優れた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。
【０００３】
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。鉄鋼材料においても例外ではなく、これまでに高強度と高延性の両立の試みがなされてきた。一方、自動車のロードホイール等足廻り部品に使用される材料には、これらの特性に加えて穴拡げ性（バーリング加工性）および疲労耐久性が求められている。しかし、高強度化に伴って穴拡げ性は低下する傾向を示すばかりでなく、高強度化は切り欠き感受性の上昇をも招くため、応力集中部位での疲労耐久性が期待したほどには向上しない。従って、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、その穴拡げ性だけでなく、疲労耐久性も重要な検討課題となる。
【０００４】
穴拡げ性（伸びフランジ性またはバーリング加工性）に優れた高強度熱延鋼板として、例えば特開平６−２００３５１号公報には、伸びフランジ性の優れた高強度熱延鋼板を、Ｔｉ，Ｎｂを添加することにより第二相を低減し、主相であるポリゴナルフェライト中にＴｉＣ，ＮｂＣを析出強化させることによって得る発明が開示されている。
また特開平７−０１１３８２号公報には、Ｔｉ，Ｎｂを添加することにより第二相を低減し、ミクロ組織をアシキュラーフェライトとしＴｉＣ，ＮｂＣで析出強化することによって、伸びフランジ性の優れた高強度熱延鋼板を得る発明が開示されている。
【０００５】
また特開平７−７０６９６号公報には、Ｔｉ，ＮｂをＣ当量以上添加しミクロ組織をフェライト単相にすると共にＣｕを添加し、ＴｉＣ，ＮｂＣと共にε−Ｃｕを析出させることにより、高強度化した伸びフランジ加工性の優れた高強度熱延鋼板を得る発明が開示されている。
さらに特開平８−１５７９５７号公報には、Ｔｉ，ＮｂをＣ当量以上添加しミクロ組織をフェライト単相にすると共に、Ｎｉ／Ｃｕの値を規定してフェライトをポリゴナルからベイニティックに変化させて、伸びフランジ性を向上させた伸びフランジ性の優れた高強度熱延鋼板を得る発明が開示されている。
【０００６】
一方、疲労特性に優れた高強度高強度熱延鋼板として、例えば特開平３−８２７０８号公報に、疲労特性の優れた強加工用高強度熱間圧延鋼板を、極低Ｃ化によりセメンタイト等の第二相組織を極力低減し、ＰおよびＣｕの複合添加により高い強度と優れた疲労特性を得る発明が開示されている。
また特開平６−２８７６８５号公報には、Ｔｉを添加することにより第二相を低減しフェライト中の固溶Ｃを減らすと共に、ＴｉＣ等の析出強化により７０ｋｇｆ／ｍｍ2 （６８６．４７ＭＰａ）以上の強度を得ることに加えて、Ｃｕを添加することで疲労特性を向上させた、伸びフランジ性及び疲労特性の優れた高強度熱延鋼板を得る発明が開示されている。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、ロードホイールのディスク等一部の部品用鋼板においては、バーリング加工性等の加工性と共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。また例え両特性が満足されたとしても、安価に安定して製造できる製造方法を提供することが重要であり、上記従来技術では不十分であると言わざるを得ない。
すなわち、上記特開平６−２００３５１号公報に記載の発明では、高い伸びフランジ性を得るために面積率で８５％以上のポリゴナルフェライトが必須であるが、８５％以上のポリゴナルフェライトを得るためには、熱間圧延後にフェライト粒の成長を促進するため長時間の保持が必要であり、操業コスト上好ましくない。
【０００８】
また、上記特開平７−０１１３８２号公報に記載の発明では、転位密度が高いミクロ組織と微細なＴｉＣ及び／又はＮｂＣの析出によって８０ｋｇｆ／ｍｍ2 （７８４．５３ＭＰａ）で１７％程度の延性しかなく、成形性が不十分である。
また、上記特開平７−０７０６９６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８−１５７９５７号公報に記載の発明では、転位密度が高いミクロ組織と微細なＴｉＣ及び／又はＮｂＣの析出によって８０ｋｇｆ／ｍｍ2 （７８４．５３ＭＰａ）で２０％程度の延性しかなく、成形性が不十分である。
【０００９】
さらに、これらの発明は疲労特性については何ら言及していない。一方、疲労特性にも言及した発明として、上記特開平３−８２７０８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０．０４〜０．１０％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。さらに同公報には、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。
さらに、上記特開平６−２８７６８５号公報に記載の発明では、疲労特性向上のために主にＣｕの析出強化を利用しているが、Ｃｕの析出強化は静的強度ほど疲労強度を向上させないので、疲労限度比を低下させてしまうという問題点がある。
【００１０】
そこで本発明は、上記従来技術の課題を有利に解決できる、バーリング加工性と疲労特性に優れた引張強度６４０ＭＰａ以上の熱延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。
【００１１】
【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、熱延鋼板のバーリング加工性と疲労特性の両立を達成すべく鋭意研究を重ねた。その結果、鋼中の粒子で５ｎｍ以上のＴｉを含む析出物の平均サイズが１０1 〜１０3 ｎｍで、最小析出間隔が１０1 ｎｍ超１０4 ｎｍ以下であることがバーリング加工性向上に非常に有効であり、かつ延性も損なわないことを見出し、さらに、上記のような析出物を得るために施す製造条件において、疲労特性を向上させるのに有効なＣｕの含有範囲がＣｕ：０．２〜１．２％であることを新たに見出し、本発明をなしたものである。
【００１２】
即ち、本発明の要旨は以下の通りである。
（１）質量％にて、
Ｃ ：０．０１〜０．１％、 Ｓｉ：０．０１〜２％、
Ｍｎ：０．０５〜２％、 Ｐ ≦０．１％、
Ｓ ≦０．０３％、 Ａｌ：０．００５〜１．０％、
Ｎ ≦０．００５％、 Ｔｉ：０．０５〜０．５％、
Ｃｕ：０．２〜１．２％を含み、さらに
Ｔｉ−４８／１２Ｃ−４８／１４Ｎ−４８／３２Ｓ≧０％
を満たす範囲でＴｉ、Ｎｂのいずれか又は双方を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼片の熱間圧延に際し、粗圧延終了後、鋼板表面での高圧水の衝突圧Ｐ（ＭＰａ）×流量Ｌ（リットル／ｃｍ 2 ）≧０．００２５の条件を満たすように高圧デスケーリングを行ない、Ａｒ 3 変態点以上で熱間仕上圧延を終了した後、３５０℃から７５０℃の温度域まで冷却して巻き取り、鋼中の粒子で５ｎｍ以上のＴｉを含む析出物の平均サイズが１０1 〜１０3 ｎｍで、最小析出間隔が１０1 ｎｍ超１０4 ｎｍ以下である鋼板を得ることを特徴とするバーリング加工性と疲労特性に優れた熱延鋼板の製造方法。
ここで、Ｐ（ＭＰａ）＝５．６４×Ｐ O ×Ｖ／Ｈ 2
ただし、
Ｐ O （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
Ｌ（リットル／ｃｍ 2 ）＝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
（２）質量％にて、
Ｃ ：０．０１〜０．１％、 Ｓｉ：０．０１〜２％、
Ｍｎ：０．０５〜２％、 Ｐ ≦０．１％、
Ｓ ≦０．０３％、 Ａｌ：０．００５〜１．０％、
Ｎ ≦０．００５％、 Ｔｉ：０．０５〜０．５％、
Ｎｂ：０．０１〜０．５％ Ｃｕ：０．２〜１．２％を含み、さらに
Ｔｉ＋４８／９３Ｎｂ−４８／１２Ｃ−４８／１４Ｎ−４８／３２Ｓ≧０％
を満たす範囲でＴｉ、Ｎｂのいずれか又は双方を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼片の熱間圧延に際し、粗圧延終了後、鋼板表面での高圧水の衝突圧Ｐ（ＭＰａ）×流量Ｌ（リットル／ｃｍ 2 ）≧０．００２５の条件を満たすように高圧デスケーリングを行ない、Ａｒ 3 変態点以上で熱間仕上圧延を終了した後、３５０℃から７５０℃の温度域まで冷却して巻き取り、鋼中の粒子で５ｎｍ以上のＴｉ，Ｎｂのいずれか又は双方を含む析出物の平均サイズが１０1 〜１０3 ｎｍで、最小析出間隔が１０1 ｎｍ超１０4 ｎｍ以下である鋼板を得ることを特徴とするバーリング加工性と疲労特性に優れた熱延鋼板の製造方法。
ここで、Ｐ（ＭＰａ）＝５．６４×Ｐ O ×Ｖ／Ｈ 2
ただし、
Ｐ O （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
Ｌ（リットル／ｃｍ 2 ）＝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
【００１３】
（３）前記鋼片が、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）又は（２）記載のバーリング加工性と疲労特性に優れた熱延鋼板の製造方法。
（４）前記鋼片が、さらに質量％にて、Ｎｉ：０．１〜１％を含有することを特徴とする前記（１）〜（３）のいずれか１項に記載のバーリング加工性と疲労特性に優れた熱延鋼板の製造方法。
（５）前記鋼片が、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）〜（４）のいずれか１項に記載のバーリング加工性と疲労特性に優れた熱延鋼板の製造方法。
（６）前記鋼片が、さらに質量％にて、Ｍｏ：０．０５〜１％、Ｖ：０．０２〜０．２％、Ｃｒ：０．０１〜１％、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（１）〜（５）のいずれか１項に記載のバーリング加工性と疲労特性に優
れた熱延鋼板の製造方法。
【００１５】
【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、疲労特性に及ぼすＣｕ含有量の影響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−０．０１％Ｐ−０．００１％Ｓ−０．０３％Ａｌをベースに、Ｃｕ含有量を変化させて成分調整し、溶製した鋳片を熱間圧延して常温で巻き取り、５５０℃で１時間等温保持した後、炉冷する熱処理を施した。
これらの鋼板について機械試験および疲労試験を行った結果を図１と図２に示す。この結果より、Ｃｕ含有量と疲労限度比には強い相関があり、Ｃｕ含有量が０．２以上１．２％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。
【００１６】
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は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。ただし、０．２％未満ではこの効果が失われる。
一方、１．２％超Ｃｕを含有すると、上記の熱処理条件ではＣｕが析出状態になっていると考えられる。析出状態のＣｕは静的強度を著しく上昇させるものの疲労限はそれほど上昇させないことから、繰り返し荷重負荷下でＣｕの析出物が再固溶してしまい、疲労特性の向上効果が発現しないと推測される。
【００１７】
次に、Ｔｉ* （Ｔｉ* ＝Ｔｉ−４８／１２Ｃ−４８／１４Ｎ−４８／３２Ｓ）の穴拡げ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−０．０１％Ｐ−０．００１％Ｓ−０．０３％Ａｌ−０．００１％Ｎ−０．８％Ｃｕをベースに、Ｔｉ添加量を変化させて成分調整し、溶製した鋳片を熱間圧延して常温で巻き取った鋼板を、５５０℃で１時間等温保持した後、炉冷する熱処理を施し、様々なＴｉ* の鋼板を得た。
これらの鋼板について穴拡げ試験結果を図３に示す。この結果より、Ｔｉ* ≧０％以上で穴拡げ率が向上し、更に０．０５％で穴拡げ率が著しく向上することを新規に知見した。
【００１８】
さらに、上記の成分の鋼板を様々な製造条件で圧延、熱処理してＴｉを含む析出物サイズと析出間隔を変化させ、その析出物の平均サイズおよび析出物の最小間隔と穴拡げ率との関係を調べたところ、その析出物の平均サイズおよび析出物の最小間隔と穴拡げ率とには強い相関があり、鋼中の粒子で５ｎｍ以上のＴｉを含む析出物の平均サイズが１０1 〜１０3 ｎｍで、かつ析出物の最小間隔が１０1 ｎｍ超１０4 ｎｍ以下で穴拡げ率が著しく向上することを新規に知見した。
穴拡げ試験結果とＴｉを含む析出物の平均サイズおよび析出物の最小間隔の関係を図４に示す。ここでＴｉを含む析出物とは、炭化物、窒化物、硫化物等Ｔｉを含有する粒子であり、酸化物等を含んでもよい。
【００１９】
このメカニズムは必ずしも明らかではないが、析出物が大きすぎると析出物と母相の界面にボイドが生じやすく穴拡げの際にクラックの起点となり、小さすぎると穴拡げ率と相関がある局部延性が低下するため、最適なサイズと析出物間隔において穴拡げ率が向上すると推測される。
ただし、鋼中のＴｉを含む析出物の平均サイズが１０2 ｎｍ超では、打ち抜きやせん断ままの破断面において析出物が破断面表面に現れた場合に疲労破壊の起点となる可能性があるので、鋼中のＴｉを含む析出物の平均サイズは１０1 〜１０2 ｎｍの範囲が好ましい。
【００２０】
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５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。
【００２１】
また、鋼中のＴｉを含む析出物は、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Ｔｉを含む析出物であることを確認した。
【００２２】
本発明で規定する析出物のサイズとは、矩形であれば最長片、延伸状であれば最大長さと定義する。また、本発明で規定する平均析出物サイズとは、析出物のサイズを倍率５０００〜５０００００倍で測定したもののうち、５ｎｍ以上のものについてのその一視野でのサイズの単純平均である。さらに、本発明で規定する析出物の最小間隔（最小析出間隔）とは、対象である５ｎｍ以上の析出物の中心間距離をそれぞれ測定したうちの最小距離である。ここで析出物の中心とは析出物の観察断面における面積の重心と定義する。
【００２３】
次に、本発明における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、優れたバーリング加工性（伸びフランジ性）を確保するためにフェライト単相が望ましい。ただし、必要に応じ一部ベイナイトを含むことを許容するものである。なお、良好な伸びフランジ性を確保するためには、ベイナイトの体積分率は１０％以下が好ましい。ここで、フェライトおよびベイ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における、それらの組織の面積分率で定義される。
【００２４】
また、鋼中のＣｕの存在状態は固溶状態が望ましい。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、疲労特性を向上させることができる。一方、Ｃｕが析出状態であると、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、Ｃｕの存在状態は固溶とする必要がある。
【００２５】
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、０．１％超含有していると加工性及び溶接性が劣化するので、０．１％以下とする。また０．０１％未満であると強度が低下するので、０．０１％以上とする。
【００２６】
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、０．０３％以下ならば許容できる範囲である。
【００２７】
Ｎは、Ｃよりも高温にてＴｉおよびＮｂと析出物を形成し、Ｃを固定するのに有効なＴｉおよびＮｂを減少させる。従って極力低減させるべきであるが、０．００５％以下ならば許容できる範囲である。
【００２８】
Ｔｉは、本発明における最も重要な元素の一つである。すなわち、Ｔｉは析出強化により鋼板の強度上昇に寄与する。ただし、０．０５％未満ではこの効果が不十分であり、０．５％超含有してもその効果が飽和するだけでなく合金コストの上昇を招く。従ってＴｉの含有量は０．０５％以上、０．５％以下とする。
さらに、バーリング加工性を劣化させるセメンタイト等の炭化物の原因となるＣを析出固定し、バーリング加工性の向上に寄与するためには、Ｔｉ−４８／１２Ｃ−４８／１４Ｎ−４８／３２Ｓ≧０％、好ましくは≧０．０５％の条件を満たすことが必要である。
【００２９】
Ｃｕは、本発明の最も重要な元素の一つであり、固溶状態で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、１．２％を超えて含有すると、巻取り中に析出して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。そこで、Ｃｕの含有量は０．２〜１．２％の範囲と限定する。
【００３０】
Ｎｂは、Ｔｉ同様に析出強化により鋼板の強度上昇に寄与する。ただし、０．０１％未満ではこの効果が不十分であり、０．５％超含有してもその効果が飽和するだけでなく合金コストの上昇を招く。従ってＮｂの含有量は０．０１％以上、０．５％以下とする。
さらに、バーリング加工性を劣化させるセメンタイト等の炭化物の原因となるＣを析出固定し、バーリング加工性の向上に寄与するためには、Ｔｉ＋４８／９３Ｎｂ−４８／１２Ｃ−４８／１４Ｎ−４８／３２Ｓ≧０％、好ましくは≧０．０５％の条件を満たすことが必要である。
【００３１】
Ｓｉ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０．０１％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０．０１〜２％とする。
【００３２】
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。また、２％超添加するとスラブ割れを生ずるため、２％以下とする。
【００３３】
Ｐは、０．１％超含有すると加工性や溶接性に悪影響を及ぼすので、０．１％以下とする。
【００３４】
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。一方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。
【００３５】
Ｂは、Ｐによる粒界脆化を抑制すると共に、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０．０００２〜０．００２％とする。
【００３６】
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、１％を超えて添加してもその効果が飽和するので、０．１〜１％とする。
【００３７】
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％添加することが好ましい。
【００３８】
さらに、強度を付与するために、必要に応じてＭｏ，Ｖ，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％、０．０２％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％、１．０％、０．２％を超え添加してもその効果は飽和する。
【００３９】
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、１１００℃未満での加熱はＴｉ，Ｎｂのいずれか又は双方を含む析出物がスラブ中で再溶解せず粗大化し析出強化能を失うばかりでなく、バーリング加工性にとって好ましいサイズと分布のＴｉ，Ｎｂのいずれか又は双方を含む析出物が析出しなくなるので、再加熱温度は１１００℃以上が望ましい。
【００４０】
本発明で実施する熱間圧延工程は、粗圧延を終了後、高圧デスケーリングを施してから仕上げ圧延を行うが、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 変態点を切るとひずみが残留して延性が低下するためである。仕上げ温度の上限は、本発明の効果を得るためには特に定める必要はないが、操業上スケール疵が発生する可能性があるため、１０００℃以下とすることが好ましい。ここで、粗圧延終了後に行う高圧デスケーリングは、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の条件を満たすように行う。
【００４１】
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×ＰO ×Ｖ／Ｈ2
ただし、
ＰO （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
【００４２】
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
【００４３】
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以下とすることが好ましい。
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頁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。
【００４４】
仕上圧延を終了した後は、指定の巻取温度（ＣＴ）まで冷却するが、その冷却速度は本発明の効果を得るためには特に定める必要はない。ただし、冷却速度があまりに遅いとＴｉ，Ｎｂのいずれか又は双方を含む析出物のサイズが粗大化し、析出強化による強度上昇に寄与しなくなる恐れがあるので、冷却速度の下限は２０℃／ｓ以上が望ましい。また、冷却速度の上限は実際の工場設備能力等を考慮すると１００℃以下である。
【００４５】
次に、巻取温度が３５０℃未満では、十分なＴｉ，Ｎｂのいずれか又は双方を含む析出物が生じなくなり、鋼中に固溶Ｃが残留して加工性を低下させる恐れがあり、７５０℃超ではＴｉおよび／またはＮｂを含む析出物のサイズが粗大化し析出強化による強度上昇に寄与しなくなるばかりでなく、析出物が大きすぎると析出物と母相の界面にボイドが生じやすくなり、穴拡性が低下する恐れがある。従って巻取温度は３５０℃〜７５０℃とする。
【００４６】
【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Ｂ，Ｇ，Ｉ〜Ｋ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。一部（本発明例）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。なお、表中の化学組成についての表示は質量％である。
【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。表２に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。
さらに、図５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。一方、バーリング加工性（伸びフランジ性）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。
【００４８】
また、鋼中のＴｉおよび／またはＮｂを含む析出物は、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。
【００４９】
観察される粒子の組成は、上記ＥＤＳおよびＥＥＬＳによりＴｉを含む析出物であることを確認した。また、Ｔｉ，Ｎｂのいずれか又は双方を含む析出物のサイズとは、矩形であれば最長片、延伸状であれば最大長さと定義する。また、平均析出物サイズとは、均質に分散していると観察される析出物サイズをそれぞれ倍率５０００〜５０００００倍で測定したもののうち，５ｎｍ以上のものについてのその一視野でのサイズの単純平均である。さらに、析出物の最小間隔とは、対象である５ｎｍ以上の析出物の中心間距離をそれぞれ測定したうちの最小距離である。ここで析出物の中心とは、析出物の観察断面における面積の重心と定義する。
【００５０】
本発明に沿うものは、鋼Ｊ，Ｋの２鋼であり、所定の量のＣｕ，Ｔｉを含有し、鋼中の粒子で５ｎｍ以上のＴｉ，Ｎｂのいずれか又は双方を含む析出物の平均サイズが１０1 〜１０3 ｎｍで、最小析出間隔が１０1 ｎｍ超１０4 ｎｍ以下であることを特徴とするバーリング加工性と疲労特性に優れた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。
【００５２】
鋼Ｂは、Ｔｉの含有量が本発明の範囲外であるので、鋼中に固溶Ｃが残留して十分な延性および穴拡げ率（λ）が得られていない。鋼Ｇは、Ｃｕの含有量が本発明の範囲より多いので、巻取り中に析出して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。従って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。鋼Ｉは、Ｃｕの含有量が本発明の範囲より少ないので、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。
【００５３】
【表１】
【００５４】
【表２】
【００５５】
【発明の効果】
以上詳述したように、本発明は、バーリング加工性と疲労特性に優れた引張強度６４０ＭＰａ以上の熱延鋼板を安定して製造できる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、バーリング加工性（伸びフランジ性）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。
【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含有量と静的強度と疲労限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、Ｃｕ含有量と疲労限度比の関係で示す図である。
【図３】本発明に至る予備実験の結果を、Ｔｉ* と穴拡げ率の関係で示す図である。
【図４】本発明に至る予備実験の結果を、穴拡げ率の範囲をＴｉを含む析出物の平均サイズの範囲とＴｉを含む析出物の最小析出間隔の関係で示す図である。
【図５】疲労試験片の形状を説明する図である。
【発明の属する技術分野】
本発明は、バーリング加工性と疲労特性に優れた引張強度６４０ＭＰａ以上の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−ドホイ−ル等の穴拡げ加工性と耐久性の両立が求められる素材として好適な穴拡げ性（バーリング加工性）と疲労特性に優れた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。
【０００３】
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。鉄鋼材料においても例外ではなく、これまでに高強度と高延性の両立の試みがなされてきた。一方、自動車のロードホイール等足廻り部品に使用される材料には、これらの特性に加えて穴拡げ性（バーリング加工性）および疲労耐久性が求められている。しかし、高強度化に伴って穴拡げ性は低下する傾向を示すばかりでなく、高強度化は切り欠き感受性の上昇をも招くため、応力集中部位での疲労耐久性が期待したほどには向上しない。従って、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、その穴拡げ性だけでなく、疲労耐久性も重要な検討課題となる。
【０００４】
穴拡げ性（伸びフランジ性またはバーリング加工性）に優れた高強度熱延鋼板として、例えば特開平６−２００３５１号公報には、伸びフランジ性の優れた高強度熱延鋼板を、Ｔｉ，Ｎｂを添加することにより第二相を低減し、主相であるポリゴナルフェライト中にＴｉＣ，ＮｂＣを析出強化させることによって得る発明が開示されている。
また特開平７−０１１３８２号公報には、Ｔｉ，Ｎｂを添加することにより第二相を低減し、ミクロ組織をアシキュラーフェライトとしＴｉＣ，ＮｂＣで析出強化することによって、伸びフランジ性の優れた高強度熱延鋼板を得る発明が開示されている。
【０００５】
また特開平７−７０６９６号公報には、Ｔｉ，ＮｂをＣ当量以上添加しミクロ組織をフェライト単相にすると共にＣｕを添加し、ＴｉＣ，ＮｂＣと共にε−Ｃｕを析出させることにより、高強度化した伸びフランジ加工性の優れた高強度熱延鋼板を得る発明が開示されている。
さらに特開平８−１５７９５７号公報には、Ｔｉ，ＮｂをＣ当量以上添加しミクロ組織をフェライト単相にすると共に、Ｎｉ／Ｃｕの値を規定してフェライトをポリゴナルからベイニティックに変化させて、伸びフランジ性を向上させた伸びフランジ性の優れた高強度熱延鋼板を得る発明が開示されている。
【０００６】
一方、疲労特性に優れた高強度高強度熱延鋼板として、例えば特開平３−８２７０８号公報に、疲労特性の優れた強加工用高強度熱間圧延鋼板を、極低Ｃ化によりセメンタイト等の第二相組織を極力低減し、ＰおよびＣｕの複合添加により高い強度と優れた疲労特性を得る発明が開示されている。
また特開平６−２８７６８５号公報には、Ｔｉを添加することにより第二相を低減しフェライト中の固溶Ｃを減らすと共に、ＴｉＣ等の析出強化により７０ｋｇｆ／ｍｍ2 （６８６．４７ＭＰａ）以上の強度を得ることに加えて、Ｃｕを添加することで疲労特性を向上させた、伸びフランジ性及び疲労特性の優れた高強度熱延鋼板を得る発明が開示されている。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、ロードホイールのディスク等一部の部品用鋼板においては、バーリング加工性等の加工性と共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。また例え両特性が満足されたとしても、安価に安定して製造できる製造方法を提供することが重要であり、上記従来技術では不十分であると言わざるを得ない。
すなわち、上記特開平６−２００３５１号公報に記載の発明では、高い伸びフランジ性を得るために面積率で８５％以上のポリゴナルフェライトが必須であるが、８５％以上のポリゴナルフェライトを得るためには、熱間圧延後にフェライト粒の成長を促進するため長時間の保持が必要であり、操業コスト上好ましくない。
【０００８】
また、上記特開平７−０１１３８２号公報に記載の発明では、転位密度が高いミクロ組織と微細なＴｉＣ及び／又はＮｂＣの析出によって８０ｋｇｆ／ｍｍ2 （７８４．５３ＭＰａ）で１７％程度の延性しかなく、成形性が不十分である。
また、上記特開平７−０７０６９６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８−１５７９５７号公報に記載の発明では、転位密度が高いミクロ組織と微細なＴｉＣ及び／又はＮｂＣの析出によって８０ｋｇｆ／ｍｍ2 （７８４．５３ＭＰａ）で２０％程度の延性しかなく、成形性が不十分である。
【０００９】
さらに、これらの発明は疲労特性については何ら言及していない。一方、疲労特性にも言及した発明として、上記特開平３−８２７０８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０．０４〜０．１０％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。さらに同公報には、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。
さらに、上記特開平６−２８７６８５号公報に記載の発明では、疲労特性向上のために主にＣｕの析出強化を利用しているが、Ｃｕの析出強化は静的強度ほど疲労強度を向上させないので、疲労限度比を低下させてしまうという問題点がある。
【００１０】
そこで本発明は、上記従来技術の課題を有利に解決できる、バーリング加工性と疲労特性に優れた引張強度６４０ＭＰａ以上の熱延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。
【００１１】
【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、熱延鋼板のバーリング加工性と疲労特性の両立を達成すべく鋭意研究を重ねた。その結果、鋼中の粒子で５ｎｍ以上のＴｉを含む析出物の平均サイズが１０1 〜１０3 ｎｍで、最小析出間隔が１０1 ｎｍ超１０4 ｎｍ以下であることがバーリング加工性向上に非常に有効であり、かつ延性も損なわないことを見出し、さらに、上記のような析出物を得るために施す製造条件において、疲労特性を向上させるのに有効なＣｕの含有範囲がＣｕ：０．２〜１．２％であることを新たに見出し、本発明をなしたものである。
【００１２】
即ち、本発明の要旨は以下の通りである。
（１）質量％にて、
Ｃ ：０．０１〜０．１％、 Ｓｉ：０．０１〜２％、
Ｍｎ：０．０５〜２％、 Ｐ ≦０．１％、
Ｓ ≦０．０３％、 Ａｌ：０．００５〜１．０％、
Ｎ ≦０．００５％、 Ｔｉ：０．０５〜０．５％、
Ｃｕ：０．２〜１．２％を含み、さらに
Ｔｉ−４８／１２Ｃ−４８／１４Ｎ−４８／３２Ｓ≧０％
を満たす範囲でＴｉ、Ｎｂのいずれか又は双方を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼片の熱間圧延に際し、粗圧延終了後、鋼板表面での高圧水の衝突圧Ｐ（ＭＰａ）×流量Ｌ（リットル／ｃｍ 2 ）≧０．００２５の条件を満たすように高圧デスケーリングを行ない、Ａｒ 3 変態点以上で熱間仕上圧延を終了した後、３５０℃から７５０℃の温度域まで冷却して巻き取り、鋼中の粒子で５ｎｍ以上のＴｉを含む析出物の平均サイズが１０1 〜１０3 ｎｍで、最小析出間隔が１０1 ｎｍ超１０4 ｎｍ以下である鋼板を得ることを特徴とするバーリング加工性と疲労特性に優れた熱延鋼板の製造方法。
ここで、Ｐ（ＭＰａ）＝５．６４×Ｐ O ×Ｖ／Ｈ 2
ただし、
Ｐ O （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
Ｌ（リットル／ｃｍ 2 ）＝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
（２）質量％にて、
Ｃ ：０．０１〜０．１％、 Ｓｉ：０．０１〜２％、
Ｍｎ：０．０５〜２％、 Ｐ ≦０．１％、
Ｓ ≦０．０３％、 Ａｌ：０．００５〜１．０％、
Ｎ ≦０．００５％、 Ｔｉ：０．０５〜０．５％、
Ｎｂ：０．０１〜０．５％ Ｃｕ：０．２〜１．２％を含み、さらに
Ｔｉ＋４８／９３Ｎｂ−４８／１２Ｃ−４８／１４Ｎ−４８／３２Ｓ≧０％
を満たす範囲でＴｉ、Ｎｂのいずれか又は双方を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼片の熱間圧延に際し、粗圧延終了後、鋼板表面での高圧水の衝突圧Ｐ（ＭＰａ）×流量Ｌ（リットル／ｃｍ 2 ）≧０．００２５の条件を満たすように高圧デスケーリングを行ない、Ａｒ 3 変態点以上で熱間仕上圧延を終了した後、３５０℃から７５０℃の温度域まで冷却して巻き取り、鋼中の粒子で５ｎｍ以上のＴｉ，Ｎｂのいずれか又は双方を含む析出物の平均サイズが１０1 〜１０3 ｎｍで、最小析出間隔が１０1 ｎｍ超１０4 ｎｍ以下である鋼板を得ることを特徴とするバーリング加工性と疲労特性に優れた熱延鋼板の製造方法。
ここで、Ｐ（ＭＰａ）＝５．６４×Ｐ O ×Ｖ／Ｈ 2
ただし、
Ｐ O （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
Ｌ（リットル／ｃｍ 2 ）＝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
【００１３】
（３）前記鋼片が、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）又は（２）記載のバーリング加工性と疲労特性に優れた熱延鋼板の製造方法。
（４）前記鋼片が、さらに質量％にて、Ｎｉ：０．１〜１％を含有することを特徴とする前記（１）〜（３）のいずれか１項に記載のバーリング加工性と疲労特性に優れた熱延鋼板の製造方法。
（５）前記鋼片が、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）〜（４）のいずれか１項に記載のバーリング加工性と疲労特性に優れた熱延鋼板の製造方法。
（６）前記鋼片が、さらに質量％にて、Ｍｏ：０．０５〜１％、Ｖ：０．０２〜０．２％、Ｃｒ：０．０１〜１％、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（１）〜（５）のいずれか１項に記載のバーリング加工性と疲労特性に優
れた熱延鋼板の製造方法。
【００１５】
【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、疲労特性に及ぼすＣｕ含有量の影響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−０．０１％Ｐ−０．００１％Ｓ−０．０３％Ａｌをベースに、Ｃｕ含有量を変化させて成分調整し、溶製した鋳片を熱間圧延して常温で巻き取り、５５０℃で１時間等温保持した後、炉冷する熱処理を施した。
これらの鋼板について機械試験および疲労試験を行った結果を図１と図２に示す。この結果より、Ｃｕ含有量と疲労限度比には強い相関があり、Ｃｕ含有量が０．２以上１．２％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。
【００１６】
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は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。ただし、０．２％未満ではこの効果が失われる。
一方、１．２％超Ｃｕを含有すると、上記の熱処理条件ではＣｕが析出状態になっていると考えられる。析出状態のＣｕは静的強度を著しく上昇させるものの疲労限はそれほど上昇させないことから、繰り返し荷重負荷下でＣｕの析出物が再固溶してしまい、疲労特性の向上効果が発現しないと推測される。
【００１７】
次に、Ｔｉ* （Ｔｉ* ＝Ｔｉ−４８／１２Ｃ−４８／１４Ｎ−４８／３２Ｓ）の穴拡げ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−０．０１％Ｐ−０．００１％Ｓ−０．０３％Ａｌ−０．００１％Ｎ−０．８％Ｃｕをベースに、Ｔｉ添加量を変化させて成分調整し、溶製した鋳片を熱間圧延して常温で巻き取った鋼板を、５５０℃で１時間等温保持した後、炉冷する熱処理を施し、様々なＴｉ* の鋼板を得た。
これらの鋼板について穴拡げ試験結果を図３に示す。この結果より、Ｔｉ* ≧０％以上で穴拡げ率が向上し、更に０．０５％で穴拡げ率が著しく向上することを新規に知見した。
【００１８】
さらに、上記の成分の鋼板を様々な製造条件で圧延、熱処理してＴｉを含む析出物サイズと析出間隔を変化させ、その析出物の平均サイズおよび析出物の最小間隔と穴拡げ率との関係を調べたところ、その析出物の平均サイズおよび析出物の最小間隔と穴拡げ率とには強い相関があり、鋼中の粒子で５ｎｍ以上のＴｉを含む析出物の平均サイズが１０1 〜１０3 ｎｍで、かつ析出物の最小間隔が１０1 ｎｍ超１０4 ｎｍ以下で穴拡げ率が著しく向上することを新規に知見した。
穴拡げ試験結果とＴｉを含む析出物の平均サイズおよび析出物の最小間隔の関係を図４に示す。ここでＴｉを含む析出物とは、炭化物、窒化物、硫化物等Ｔｉを含有する粒子であり、酸化物等を含んでもよい。
【００１９】
このメカニズムは必ずしも明らかではないが、析出物が大きすぎると析出物と母相の界面にボイドが生じやすく穴拡げの際にクラックの起点となり、小さすぎると穴拡げ率と相関がある局部延性が低下するため、最適なサイズと析出物間隔において穴拡げ率が向上すると推測される。
ただし、鋼中のＴｉを含む析出物の平均サイズが１０2 ｎｍ超では、打ち抜きやせん断ままの破断面において析出物が破断面表面に現れた場合に疲労破壊の起点となる可能性があるので、鋼中のＴｉを含む析出物の平均サイズは１０1 〜１０2 ｎｍの範囲が好ましい。
【００２０】
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５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。
【００２１】
また、鋼中のＴｉを含む析出物は、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Ｔｉを含む析出物であることを確認した。
【００２２】
本発明で規定する析出物のサイズとは、矩形であれば最長片、延伸状であれば最大長さと定義する。また、本発明で規定する平均析出物サイズとは、析出物のサイズを倍率５０００〜５０００００倍で測定したもののうち、５ｎｍ以上のものについてのその一視野でのサイズの単純平均である。さらに、本発明で規定する析出物の最小間隔（最小析出間隔）とは、対象である５ｎｍ以上の析出物の中心間距離をそれぞれ測定したうちの最小距離である。ここで析出物の中心とは析出物の観察断面における面積の重心と定義する。
【００２３】
次に、本発明における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、優れたバーリング加工性（伸びフランジ性）を確保するためにフェライト単相が望ましい。ただし、必要に応じ一部ベイナイトを含むことを許容するものである。なお、良好な伸びフランジ性を確保するためには、ベイナイトの体積分率は１０％以下が好ましい。ここで、フェライトおよびベイ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における、それらの組織の面積分率で定義される。
【００２４】
また、鋼中のＣｕの存在状態は固溶状態が望ましい。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、疲労特性を向上させることができる。一方、Ｃｕが析出状態であると、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、Ｃｕの存在状態は固溶とする必要がある。
【００２５】
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、０．１％超含有していると加工性及び溶接性が劣化するので、０．１％以下とする。また０．０１％未満であると強度が低下するので、０．０１％以上とする。
【００２６】
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、０．０３％以下ならば許容できる範囲である。
【００２７】
Ｎは、Ｃよりも高温にてＴｉおよびＮｂと析出物を形成し、Ｃを固定するのに有効なＴｉおよびＮｂを減少させる。従って極力低減させるべきであるが、０．００５％以下ならば許容できる範囲である。
【００２８】
Ｔｉは、本発明における最も重要な元素の一つである。すなわち、Ｔｉは析出強化により鋼板の強度上昇に寄与する。ただし、０．０５％未満ではこの効果が不十分であり、０．５％超含有してもその効果が飽和するだけでなく合金コストの上昇を招く。従ってＴｉの含有量は０．０５％以上、０．５％以下とする。
さらに、バーリング加工性を劣化させるセメンタイト等の炭化物の原因となるＣを析出固定し、バーリング加工性の向上に寄与するためには、Ｔｉ−４８／１２Ｃ−４８／１４Ｎ−４８／３２Ｓ≧０％、好ましくは≧０．０５％の条件を満たすことが必要である。
【００２９】
Ｃｕは、本発明の最も重要な元素の一つであり、固溶状態で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、１．２％を超えて含有すると、巻取り中に析出して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。そこで、Ｃｕの含有量は０．２〜１．２％の範囲と限定する。
【００３０】
Ｎｂは、Ｔｉ同様に析出強化により鋼板の強度上昇に寄与する。ただし、０．０１％未満ではこの効果が不十分であり、０．５％超含有してもその効果が飽和するだけでなく合金コストの上昇を招く。従ってＮｂの含有量は０．０１％以上、０．５％以下とする。
さらに、バーリング加工性を劣化させるセメンタイト等の炭化物の原因となるＣを析出固定し、バーリング加工性の向上に寄与するためには、Ｔｉ＋４８／９３Ｎｂ−４８／１２Ｃ−４８／１４Ｎ−４８／３２Ｓ≧０％、好ましくは≧０．０５％の条件を満たすことが必要である。
【００３１】
Ｓｉ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０．０１％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０．０１〜２％とする。
【００３２】
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。また、２％超添加するとスラブ割れを生ずるため、２％以下とする。
【００３３】
Ｐは、０．１％超含有すると加工性や溶接性に悪影響を及ぼすので、０．１％以下とする。
【００３４】
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。一方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。
【００３５】
Ｂは、Ｐによる粒界脆化を抑制すると共に、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０．０００２〜０．００２％とする。
【００３６】
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、１％を超えて添加してもその効果が飽和するので、０．１〜１％とする。
【００３７】
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％添加することが好ましい。
【００３８】
さらに、強度を付与するために、必要に応じてＭｏ，Ｖ，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％、０．０２％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％、１．０％、０．２％を超え添加してもその効果は飽和する。
【００３９】
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、１１００℃未満での加熱はＴｉ，Ｎｂのいずれか又は双方を含む析出物がスラブ中で再溶解せず粗大化し析出強化能を失うばかりでなく、バーリング加工性にとって好ましいサイズと分布のＴｉ，Ｎｂのいずれか又は双方を含む析出物が析出しなくなるので、再加熱温度は１１００℃以上が望ましい。
【００４０】
本発明で実施する熱間圧延工程は、粗圧延を終了後、高圧デスケーリングを施してから仕上げ圧延を行うが、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 変態点を切るとひずみが残留して延性が低下するためである。仕上げ温度の上限は、本発明の効果を得るためには特に定める必要はないが、操業上スケール疵が発生する可能性があるため、１０００℃以下とすることが好ましい。ここで、粗圧延終了後に行う高圧デスケーリングは、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の条件を満たすように行う。
【００４１】
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×ＰO ×Ｖ／Ｈ2
ただし、
ＰO （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
【００４２】
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
【００４３】
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以下とすることが好ましい。
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頁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。
【００４４】
仕上圧延を終了した後は、指定の巻取温度（ＣＴ）まで冷却するが、その冷却速度は本発明の効果を得るためには特に定める必要はない。ただし、冷却速度があまりに遅いとＴｉ，Ｎｂのいずれか又は双方を含む析出物のサイズが粗大化し、析出強化による強度上昇に寄与しなくなる恐れがあるので、冷却速度の下限は２０℃／ｓ以上が望ましい。また、冷却速度の上限は実際の工場設備能力等を考慮すると１００℃以下である。
【００４５】
次に、巻取温度が３５０℃未満では、十分なＴｉ，Ｎｂのいずれか又は双方を含む析出物が生じなくなり、鋼中に固溶Ｃが残留して加工性を低下させる恐れがあり、７５０℃超ではＴｉおよび／またはＮｂを含む析出物のサイズが粗大化し析出強化による強度上昇に寄与しなくなるばかりでなく、析出物が大きすぎると析出物と母相の界面にボイドが生じやすくなり、穴拡性が低下する恐れがある。従って巻取温度は３５０℃〜７５０℃とする。
【００４６】
【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Ｂ，Ｇ，Ｉ〜Ｋ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。一部（本発明例）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。なお、表中の化学組成についての表示は質量％である。
【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。表２に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。
さらに、図５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。一方、バーリング加工性（伸びフランジ性）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。
【００４８】
また、鋼中のＴｉおよび／またはＮｂを含む析出物は、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。
【００４９】
観察される粒子の組成は、上記ＥＤＳおよびＥＥＬＳによりＴｉを含む析出物であることを確認した。また、Ｔｉ，Ｎｂのいずれか又は双方を含む析出物のサイズとは、矩形であれば最長片、延伸状であれば最大長さと定義する。また、平均析出物サイズとは、均質に分散していると観察される析出物サイズをそれぞれ倍率５０００〜５０００００倍で測定したもののうち，５ｎｍ以上のものについてのその一視野でのサイズの単純平均である。さらに、析出物の最小間隔とは、対象である５ｎｍ以上の析出物の中心間距離をそれぞれ測定したうちの最小距離である。ここで析出物の中心とは、析出物の観察断面における面積の重心と定義する。
【００５０】
本発明に沿うものは、鋼Ｊ，Ｋの２鋼であり、所定の量のＣｕ，Ｔｉを含有し、鋼中の粒子で５ｎｍ以上のＴｉ，Ｎｂのいずれか又は双方を含む析出物の平均サイズが１０1 〜１０3 ｎｍで、最小析出間隔が１０1 ｎｍ超１０4 ｎｍ以下であることを特徴とするバーリング加工性と疲労特性に優れた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。
【００５２】
鋼Ｂは、Ｔｉの含有量が本発明の範囲外であるので、鋼中に固溶Ｃが残留して十分な延性および穴拡げ率（λ）が得られていない。鋼Ｇは、Ｃｕの含有量が本発明の範囲より多いので、巻取り中に析出して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。従って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。鋼Ｉは、Ｃｕの含有量が本発明の範囲より少ないので、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。
【００５３】
【表１】
【表２】
【発明の効果】
以上詳述したように、本発明は、バーリング加工性と疲労特性に優れた引張強度６４０ＭＰａ以上の熱延鋼板を安定して製造できる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、バーリング加工性（伸びフランジ性）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。
【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含有量と静的強度と疲労限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、Ｃｕ含有量と疲労限度比の関係で示す図である。
【図３】本発明に至る予備実験の結果を、Ｔｉ* と穴拡げ率の関係で示す図である。
【図４】本発明に至る予備実験の結果を、穴拡げ率の範囲をＴｉを含む析出物の平均サイズの範囲とＴｉを含む析出物の最小析出間隔の関係で示す図である。
【図５】疲労試験片の形状を説明する図である。
Claims (6)
- 質量％にて、
Ｃ ：０．０１〜０．１％、
Ｓｉ：０．０１〜２％、
Ｍｎ：０．０５〜２％、
Ｐ ≦０．１％、
Ｓ ≦０．０３％、
Ａｌ：０．００５〜１．０％、
Ｎ ≦０．００５％、
Ｔｉ：０．０５〜０．５％、
Ｃｕ：０．２〜１．２％、
を含み、さらに
Ｔｉ−４８／１２Ｃ−４８／１４Ｎ−４８／３２Ｓ≧０％
を満たす範囲でＴｉを含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼片の熱間圧延に際し、粗圧延終了後、鋼板表面での高圧水の衝突圧Ｐ（ＭＰａ）×流量Ｌ（リットル／ｃｍ 2 ）≧０．００２５の条件を満たすように高圧デスケーリングを行ない、Ａｒ 3 変態点以上で熱間仕上圧延を終了した後、３５０℃から７５０℃の温度域まで冷却して巻き取り、鋼中の粒子で５ｎｍ以上のＴｉを含む析出物の平均サイズが１０1 〜１０3 ｎｍで、最小析出間隔が１０1 ｎｍ超１０4 ｎｍ以下である鋼板を得ることを特徴とするバーリング加工性と疲労特性に優れた熱延鋼板の製造方法。
ここで、Ｐ（ＭＰａ）＝５．６４×Ｐ O ×Ｖ／Ｈ 2
ただし、
Ｐ O （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
Ｌ（リットル／ｃｍ 2 ）＝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 - 質量％にて、
Ｃ ：０．０１〜０．１％、
Ｓｉ：０．０１〜２％、
Ｍｎ：０．０５〜２％、
Ｐ ≦０．１％、
Ｓ ≦０．０３％、
Ａｌ：０．００５〜１．０％、
Ｎ ≦０．００５％、
Ｔｉ：０．０５〜０．５％、
Ｎｂ：０．０１〜０．５％、
Ｃｕ：０．２〜１．２％、
を含み、さらに
Ｔｉ＋４８／９３Ｎｂ−４８／１２Ｃ−４８／１４Ｎ−４８／３２Ｓ≧０％
を満たす範囲でＴｉとＮｂを含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼片の熱間圧延に際し、粗圧延終了後、鋼板表面での高圧水の衝突圧Ｐ（ＭＰａ）×流量Ｌ（リットル／ｃｍ 2 ）≧０．００２５の条件を満たすように高圧デスケーリングを行ない、Ａｒ 3 変態点以上で熱間仕上圧延を終了した後、３５０℃から７５０℃の温度域まで冷却して巻き取り、鋼中の粒子で５ｎｍ以上のＴｉ，Ｎｂのいずれか又は双方を含む析出物の平均サイズが１０1 〜１０3 ｎｍで、最小析出間隔が１０1 ｎｍ超１０4 ｎｍ以下である鋼板を得ることを特徴とするバーリング加工性と疲労特性に優れた熱延鋼板の製造方法。
ここで、Ｐ（ＭＰａ）＝５．６４×Ｐ O ×Ｖ／Ｈ 2
ただし、
Ｐ O （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
Ｌ（リットル／ｃｍ 2 ）＝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 - 前記鋼片が、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又は２に記載のバーリング加工性と疲労特性に優れた熱延鋼板の製造方法。 - 前記鋼片が、さらに質量％にて、
Ｎｉ：０．１〜１％
を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載のバーリング加工性と疲労特性に優れた熱延鋼板の製造方法。 - 前記鋼片が、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１〜４のいずれか１項に記載のバーリング加工性と疲労特性に優れた熱延鋼板の製造方法。 - 前記鋼片が、さらに質量％にて、
Ｍｏ：０．０５〜１％、
Ｖ ：０．０２〜０．２％、
Ｃｒ：０．０１〜１％、
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１〜５のいずれか１項に記載のバーリング加工性と疲労特性に優れた熱延鋼板の製造方法。
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