JP3888333B2 - 高強度鋼材及びその製造方法 - Google Patents

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、高強度鋼材及びその製造方法に関する。特に、本発明は、自動車や各種の産業機械に用いられる構造部材の素材、なかでも自動車部品に代表される構造部材の素材として好適な、加工性に優れるとともに耐切り欠き疲労特性にも優れた４８０ＭＰａ以上の引張強さを有する高強度鋼材及びその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
高強度鋼材は、自動車を初めとする輸送用機械や各種産業機械の構造部材の素材として広く使用されており、経済性の観点からプレス加工等の成形加工によって所定の形状に加工されることが多い。このため、高強度鋼材には優れた加工性が要求される。なお、以下の説明において、「鋼材」の例として「鋼板」と記載することがある。
【０００３】
一方、近年、特に地球環境の保護という観点から、自動車の各種部材を高強度・薄肉化して車体重量を軽減し、燃費を向上させたり炭酸ガス等の排出を規制することが検討されている。自動車の各種部材の中でも特に足廻り部品やフレームといった強度が要求される部品では、高強度薄鋼板を用いるメリットが大きいが、絶えず繰り返し荷重を受ける状況で使用されるため耐疲労特性が問題となることが多い。
【０００４】
すなわち、足廻り部品やフレームにはボルト穴、水・泥抜き穴及び剪断加工部といった剪断端面が存在する。このため、鋼板を高強度化しても疲労破壊の起点となる前記剪断端面での疲労限度（以下、疲労強度という）が向上せず軽量化の障害となるため、打ち抜き穴部等に代表される剪断端面で大きな疲労強度を有する高強度鋼板の開発が望まれてきた。
【０００５】
特許文献１には、打ち抜き穴部での疲労強度の大きい、換言すれば耐切り欠き疲労特性に優れた高強度鋼板が開示されている。この特許文献１で提案された技術は、金属組織をフェライト−マルテンサイトの複合組織として、打ち抜き穴部の疲労強度を高めるものである。金属組織中に硬質なマルテンサイトが存在するとそのブロック効果で疲労亀裂の進展が遅延し、疲労強度が改善することが述べられている。
【０００６】
また、特許文献２には、マルテンサイトを金属組織中に生成させると、打ち抜き穴部の破面が平滑となり、耐切り欠き疲労特性が向上することが記載されている。
【０００７】
しかしながら、疲労亀裂は軟質なフェライト相を積極的に進展するために、フェライト相を含む複合組織鋼ではフェライト相を強化する必要があり、耐切り欠き疲労特性が優れた鋼板を開示しているとは言い難い。
【０００８】
一方、薄肉化のための鋼板の高強度化は、Ｔｉ、ＮｂやＶ等による析出強化を利用するのが一般的になっている。上記の元素のなかで、Ｔｉは最も安価な元素であり、且つ添加量に対する強度上昇量がＮｂやＶ等に比べて大きいので、析出強化元素として通常はＴｉが使われている。
【０００９】
特許文献３及び特許文献４には、Ｔｉの析出強化を利用した高強度鋼板やその製造法が開示されている。上記２つの特許文献で提案された技術はいずれもＴｉを添加し、ＴｉＣを析出させて強度を上昇させるものである。特に、軟質なフェライト相が組織中に存在すれば、ＴｉＣによってその軟質なフェライトが強化され、強度の上昇とともに疲労強度も向上する。
【００１０】
しかし、Ｔｉ添加による析出強化を利用すると、強化に寄与する微細なＴｉＣの他にＴｉＮが生成する。このＴｉＮは、ＴｉＣとは異なって高温で生成するためにその大きさは数μｍと粗大であり、強度上昇には全く寄与しない。更に、このＴｉＮは、粗大であるために、打ち抜き穴部等の剪断端面での破面性状を悪化させ、耐切り欠き疲労特性を低下させてしまう。
【００１１】
【特許文献１】
特開平１１−１５８５４７号公報
【特許文献２】
特開平１１−１９３４４６号公報
【特許文献３】
特開平６−１２８６８８号公報
【特許文献４】
特開平９−３１５３４号公報
【００１２】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記現状に鑑みてなされたもので、その目的は、自動車や各種の産業機械に用いられる構造部材の素材、なかでも自動車部品に代表される構造部材の素材として好適な、加工性に優れるとともに耐切り欠き疲労特性にも優れた高強度鋼材（鋼板）及びその製造方法を提供することである。具体的には、粗大なＴｉＮを微細化し、加えて、微細な硫化物を鋼板内に多く存在させることで、高強度で加工性を確保しつつ、耐切り欠き疲労特性に優れた引張強さ４８０ＭＰａ以上の高強度鋼板及びその製造方法を提供することである。
【００１３】
【課題を解決するための手段】
本発明の要旨は、下記（１）〜（１０）に示す高強度鋼材及び（１１）〜（１７）に示す高強度鋼材の製造方法にある。
【００１４】
（１）質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２０％、Ｓｉ：０．０１〜２．５％、Ｍｎ：０．０５〜３．５％、Ｐ：０．００５〜０．１５％、Ｓ：０．００３〜０．０４％、Ａｌ：０．００１〜２．５％、Ｔｉ：０．０１〜０．２０％及びＮ：０．０００４〜０．０１５０％を含み、残部はＦｅ及び不純物からなる化学組成で、粒径が０．３μｍ以上である介在物を断面積１ｍｍ² 当たり５０〜５００００個含み、且つ、前記介在物の平均粒径が７μｍ以下であることを特徴とする高強度鋼材。
【００１５】
（２）Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｎｂ：０．１％以下及びＶ：０．２％以下の１種以上を含有する上記（１）に記載の高強度鋼材。
【００１６】
（３）Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｍｏ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下及びＣｕ：１．０％以下から選択される１種以上を含有する上記（１）又は（２）に記載の高強度鋼材。
【００１７】
（４）Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｒ：１．０％以下及びＢ：０．０００５〜０．００３％の１種以上を含有する上記（１）から（３）までのいずれかに記載の高強度鋼材。
【００１８】
（５）Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃａ：０．０００２〜０．０１％、Ｍｇ：０．０００２〜０．０１％及びＲＥＭ（希士類元素）：０．０００２〜０．０１％から選択される１種以上を含有する上記（１）から（４）までのいずれかに記載の高強度鋼材。
【００１９】
（６）粒径が０．３μｍ以上である介在物の平均粒径が０．５〜２．０μｍであることを特徴とする上記（１）から（５）までのいずれかに記載の高強度鋼材。
【００２０】
（７）粒径が０．３μｍ以上である介在物が、ＴｉＳ系、ＭｎＳ系、Ｔｉ₄Ｃ₂Ｓ₂ 系、ＴｉＮ系及びそれらの複合物の１種以上であることを特徴とする上記（１）から（６）までのいずれかに記載の高強度鋼材。
【００２１】
（８）粒径が０．３μｍ以上である介在物において、その組成が下記 (1)式を満たす介在物の個数割合が１０％以上であることを特徴とする上記（１）から（７）までのいずれかに記載の高強度鋼材。
【００２２】
Ｔｉ／Ｍｎ＞１・・・・・ (1)。ここで、 (1)式中の元素記号は、その元素の質量％での介在物中含有量を表す。
【００２３】
（９）マルテンサイトとオーステナイトが組織に占める割合が合計で２％以上で、パーライトが組織に占める割合が２０％未満であり、残部がフェライトとベイナイトのいずれか一方又は双方からなる組織を有することを特徴とする上記（１）から（８）までのいずれかに記載の高強度鋼材。
【００２４】
（１０）組織におけるフェライトの平均粒径が１．１〜５μｍであることを特徴とする上記（１）から（９）までのいずれかに記載の高強度鋼材。
【００２５】
（１１）高強度鋼材の製造方法であって、上記（１）から（５）までのいずれかに記載の化学組成を有する溶鋼を鋳造して鋼塊とする際、溶鋼の液相線温度から１３００℃の温度範囲における鋼塊の鋳込み方向に垂直な断面の平均冷却速度を０．４℃／秒以上とする工程を製造工程中に含む高強度鋼材の製造方法。
【００２６】
（１２）鋼塊の鋳込み方向に垂直な断面の平均冷却速度が２〜７℃／秒である上記（１１）に記載の高強度鋼材の製造方法。
【００２７】
（１３）上記（１１）又は（１２）に記載の鋼塊の鋳込み方向に垂直な断面の平均冷却速度で冷却した鋼塊を、仕上げ温度を「Ａｒ₃ 点−１００℃」以上で１０５０℃以下として熱間圧延し、次いで、１０℃／秒以上の平均冷却速度で７３０℃以下の温度まで冷却し、その後巻き取ることを特徴とする上記（１１）又は（１２）に記載の高強度鋼材の製造方法。
【００２８】
（１４）上記（１１）又は（１２）に記載の鋼塊の鋳込み方向に垂直な断面の平均冷却速度で冷却した鋼塊を、仕上げ温度を「Ａｒ₃ 点−１００℃」以上で１０５０℃以下として熱間圧延した後、１０℃／秒以上の平均冷却速度で７３０〜６００℃の温度域まで冷却し、次いで、２〜１５秒間空冷し、その後更に１５℃／秒以上の平均冷却速度で６００℃未満まで冷却してから巻き取ることを特徴とする上記（１１）又は（１２）に記載の高強度鋼材の製造方法。
【００２９】
（１５）溶鋼の固相線温度から９００℃の温度範囲における鋼塊の最終凝固位置の平均冷却速度を０．５℃／秒未満として冷却することを特徴とする上記（１１）から（１４）までのいずれかに記載の高強度鋼材の製造方法。
【００３０】
（１６）熱間仕上げ圧延における全圧下率が８５％以上で、熱間圧延を仕上げてから１秒以内に冷却を開始し、５０℃／秒以上の平均冷却速度で７３０℃まで冷却することを特徴とする上記（１１）から（１５）までのいずれかに記載の高強度鋼材の製造方法。
【００３１】
（１７）溶鋼を鋳造して鋼塊とする際、溶鋼の液相線温度から１３００℃の温度領域における鋼塊の鋳込み方向に垂直な断面の平均冷却速度Ａ（℃／秒）が下記 (2)式を満たすものである請求項１１から１６までのいずれかに記載の高強度鋼材の製造方法。
【００３２】
Ｃ＋｛（Ｓ＋Ｎ）／Ａ｝＜０．１５・・・・・ (2)。ここで、 (2)式中の元素記号は、その元素の質量％での鋼中含有量を表し、Ａの値は０．４以上である。
【００３３】
本発明でいう「介在物」の定義は硫化物、窒化物及びそれらの複合物とする。ここで、「硫化物」と「窒化物」は、製鋼段階、溶鋼中、鋼塊の凝固過程、熱間圧延やその後の冷却過程、更には熱間巻き取り過程等で生成する粒子であり、成分元素としてＳ（硫黄）を含有するものを「硫化物」、Ｎ（窒素）を含有するものを「窒化物」という。また、それらの「複合物」とは、粒子中にＳとＮをともに含有するものを指す。
【００３４】
「粒径」とは、個々の粒子である介在物やフェライトの短径と長径の和の１／２で定義される値をいい、また、「平均粒径」とは上記粒径の算術平均を指す。
【００３５】
具体的には、前記硫化物、窒化物やフェライトは、光学顕微鏡、走査型電子顕微鏡及び、例えば、加速電圧が１００〜２００ｋＶの透過電子顕微鏡を用いて観察することができるので、観察によって得られた像を画像解析して短径と長径を測定し、その和の１／２から各々の硫化物、窒化物やフェライトの粒径を求めることができる。一方、上記のようにして１００視野観察して求めた個々の粒子の粒径を算術平均したものを「平均粒径」と規定する。
【００３６】
「ＲＥＭ（希土類元素）」は、Ｓｃ、Ｙ及びランタノイドの合計１７元素の総称であり、ＲＥＭの含有量は上記元素の合計含有量を指す。
【００３７】
ＴｉＳ系、ＭｎＳ系、Ｔｉ₄Ｃ₂Ｓ₂ 系及びＴｉＮ系の介在物とは、単なるＴｉＳ、ＭｎＳ、Ｔｉ₄Ｃ₂Ｓ₂ 及びＴｉＮだけではなく、ＴｉやＭｎの一部が他の金属元素で置換した介在物、例えば、（Ｔｉ、Ｆｅ）Ｓ、（Ｍｎ、Ｃｒ）Ｓや（Ｔｉ、Ｎｂ）Ｎなどを含む。また、ＴｉＳ系、ＭｎＳ系、Ｔｉ₄Ｃ₂Ｓ₂ 系及びＴｉＮ系の介在物の複合物とは、前述の粒子中にＳとＮをともに含有するものだけではなく、粒子中にＴｉとＭｎをともに含有するもの、例えば、硫化物における（Ｔｉ、Ｍｎ）Ｓや（Ｔｉ、Ｍｎ、Ｃｒ）Ｓのようなものを含む。
【００３８】
本発明でいう「フェライト」には、いわゆる「ベイニティックフェライト」を含むものとする。なお、「ベイニティックフェライト」とは、下部組織として、ラス状の組織を有するが、通常のベイナイト組織とは異なり、セメンタイトが存在しない組織、又は、明瞭なサブグレイン組織を持たない転位密度の高いフェライトのことをいう。
【００３９】
ここで、定量金属組織学的検討から、或る相の体積割合は面積割合に等しいことが知られており、したがって、マルテンサイト、オーステナイトやパーライトなどの各相が組織に占める割合は、例えば、通常の２次元的な評価方法、すなわち、光学顕微鏡や電子顕微鏡を用いた観察によって求めた面積割合から決定すればよい。
【００４０】
「鋼塊の鋳込み方向に垂直な断面の平均冷却速度」とは鋳型内や連続鋳造機内で凝固シェルを形成して内部が溶融状態にある場合を含めて鋼塊と呼ぶ場合の、鋼塊の鋳込み方向に垂直な断面における表面部から中心部の全領域における冷却速度の平均値をいう。
【００４１】
「鋼塊の最終凝固位置」は、鋼塊の鋳込み方向に垂直な断面において最終に凝固した位置である。当該位置は、鋼塊の表面温度が１０００〜９００℃となった時に当該鋼塊を鋼塊の鋳込み方向に垂直な方向に切断し、切断面において最も高温となっている位置として特定することができる。
【００４２】
前記切断面の温度は、放射温度計などの非接触式温度計や接触式温度計といった温度測定手段を用いて測定することができる。
【００４３】
「溶鋼の固相線温度から９００℃の温度範囲における鋼塊の最終凝固位置の平均冷却速度」は、溶鋼の固相線温度と９００℃との温度差を、最終凝固位置が凝固した時から前記切断面における最終凝固位置の温度が９００℃になった時までに要する時間によって除することにより求めることができる。
【００４４】
最終凝固位置が凝固する時は、予め鋼塊を製造する鋳造装置において溶鋼の凝固係数（単位時間あたりの凝固成長厚さ）を実験により求めておき、鋼塊の厚みと前記凝固係数との関係より、溶鋼を鋳型に注入した時から鋼塊内部が完全に凝固するまでの時間、すなわち最終凝固位置が凝固するまでの時間を求めることによって、特定することができる。
【００４５】
前記凝固係数は、溶鋼にＳを多量に添加してその濃化状態を調査することにより求めることができる。
【００４６】
前記切断面における最終凝固位置の温度が９００℃となる時は、上記温度測定手段により最終凝固位置の温度を継続的にあるいは断続的に測定することにより特定することができる。
【００４７】
「空冷」とは、大気中放冷及び強制空冷を指す。
【００４８】
「％単位」での全圧下率とは｛（圧延前の被圧延材の厚さ−圧延後の被圧延材の厚さ）／（圧延前の被圧延材の厚さ）｝×１００で表される値をいう。
【００４９】
以下、上記（１）〜（１０）の高強度鋼材に係る発明及び（１１）〜（１７）のその製造方法に係る発明をそれぞれ（１）〜（１７）の発明という。
【００５０】
本発明者らは、鋼板の剪断端面における耐切り欠き疲労特性の改善に関し種々の検討を行った。その結果、先ず、下記▲１▼及び▲２▼の事項を確認した。
【００５１】
▲１▼耐切り欠き疲労特性を改善するためには、打ち抜き穴部や打ち抜き端面における剪断破面を平滑化すればよい。
【００５２】
▲２▼疲労亀裂進展の遅延化を行うことで耐切り欠き疲労特性を改善できる。
【００５３】
そこで次に、析出強化のためにＴｉを添加した鋼の耐切り欠き疲労特性と介在物、なかでもＴｉＮの分散状況との関係について検討した。その結果、下記▲３▼の知見を得た。
【００５４】
▲３▼ＴｉＮの微細分散化による打ち抜き穴部や打ち抜き端面の平滑化を行うことで、Ｔｉを添加した鋼の耐切り欠き疲労特性を高めることができる。
【００５５】
そこで更に検討を進めたところ、上記▲３▼のＴｉＮの微細分散化による剪断破面の平滑化の効果は、大きく分けて下記の２つの作用に基づくことが判明した。
【００５６】
▲４▼ＴｉＮを微細分散化することで、打ち抜き穴部や打ち抜き端面に現れる粗大なＴｉＮを核として発生する大型のボイドが低減する。
【００５７】
▲５▼微細なＴｉＮが存在することで、打ち抜き時に亀裂が蛇行せず平滑な破面を形成する。
【００５８】
次いで、微細なＴｉＮ、換言すれば微細な粒子が平滑な打ち抜き破面を形成するという上記▲５▼の知見に着目して、ＴｉとＳ（硫黄）を複合添加した鋼板の剪断端面における耐切り欠き疲労特性の改善に関し種々の検討を行った。その結果、下記▲６▼の知見が得られた。
【００５９】
▲６▼鋼板内にＴｉＮの他に、ＭｎＳ、ＴｉＳやＴｉ₄Ｃ₂Ｓ₂ 等の微細な硫化物が存在すると、打ち抜き穴部や打ち抜き端面における破面が著しく平滑になって、耐切り欠き疲労特性が著しく向上する。
【００６０】
前記（１）〜（１７）の本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものである。
【００６１】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、各元素の含有量の「％」表示は「質量％」を意味する。
【００６２】
（Ａ）高強度鋼材の化学組成
Ｃ：０．０１〜０．２０％
Ｃは、ＴｉＣによる析出強化やフェライト以外の第２相による強度確保のために必要な元素である。しかし、その含有量が０．０１％未満では、所望の４８０ＭＰａ以上の引張強さを確保することができない。一方、０．２０％を超えると溶接性が低下する。したがって、Ｃの含有量を０．０１〜０．２０％とした。
【００６３】
Ｓｉ：０．０１〜２．５％
Ｓｉは、固溶強化によって鋼材の強度を高める元素である。しかし、その含有量が０．０１％未満では、上記の効果が得難い。一方、Ｓｉの含有量が多くなると、鋼材表面に生成する酸化スケールが過度になって製造上の困難を伴い、特にその含有量が２．５％を超えると、鋼材表面に生成する酸化スケールが極めて過多になる。したがって、Ｓｉの含有量を０．０１〜２．５％とした。
【００６４】
Ｍｎ：０．０５〜３．５％
Ｍｎは、鋼の強度を上昇させるのに有効な元素であるが、その含有量が０．０５％未満では十分な強度が得られない。一方、３．５％を超えると、鋼塊中心偏析部の他に鋼塊組織のデンドライト１次アーム間隔内にもＭｎが濃化し、圧延後にバンド組織を形成するために伸びフランジ加工性が著しく低下する。そのため、Ｍｎの含有量を０．０５〜３．５％とした。
【００６５】
Ｐ：０．００５〜０．１５％
Ｐは、固溶強化作用を有する元素であり、高強度化のために有効である。しかし、その含有量が０．００５％未満では、上記の効果が得難い。一方、Ｐは、偏析しやすい元素であるため、多量に添加した場合には加工性の低下を招き、特に、その含有量が０．１５％を超えると偏析が著しくなって加工性の低下が極めて大きくなる。したがって、Ｐの含有量を０．００５〜０．１５％とした。
【００６６】
Ｓ：０．００３〜０．０４％
Ｓは、ＭｎＳやＴｉＳ等の硫化物を形成して、打ち抜き穴部や打ち抜き端面における破面の平滑度を向上させる。その効果を得るために必要な硫化物を得るには、Ｓは０．００３％以上の含有量が必要である。しかし、Ｓの含有量が０．０４％を超えると、高温での脆化が発生し、スラブの表面割れや熱間圧延時に割れが生じて、鋼板の表面品質が著しく低下する。そのため、Ｓの含有量を０．００３〜０．０４％とした。なお、硫化物を一層効果的に生成させるために、０．００７％を超えるＳを含有量させることが好ましい。Ｓの含有量を０．０１０％以上とすれば、極めて好ましい。
【００６７】
Ａｌ：０．００１〜２．５％
Ａｌは、鋼を脱酸するのに有用な元素である。その効果を得るには、少なくとも０．００１％の含有量が必要である。しかし、Ａｌを２．５％を超えて過度に含有させると、粗大なアルミナ系介在物が増加し、伸びフランジ加工性及び耐疲労特性が著しく低下する。したがって、Ａｌの含有量を０．００１〜２．５％とした。なお、Ａｌを０．１％以上含有させると、フェライトの生成が促進され、加工性、なかでも伸びフランジ加工性が向上するので、鋼材特性で伸びフランジ加工性が重視される場合には、Ａｌ含有量の下限値は０．１％とすることが好ましい。
【００６８】
Ｔｉ：０．０１〜０．２０％
Ｔｉは、本発明において最も重要な元素である。析出強化元素であるとともに、ＮやＳと結合して、ＴｉＮ、ＴｉＳやＴｉ₄Ｃ₂Ｓ₂ を形成する。しかし、その含有量が０．０１％未満では、ＴｉＮ、ＴｉＳやＴｉ₄Ｃ₂Ｓ₂ の形成に消費されるＴｉの量が多くなるため、析出強化として効果のあるＴｉＣの量が少なくなって強度上昇の効果が小さい。また。０．２％以上含有させてもこれらの効果は飽和する。したがって、Ｔｉの含有量を０．０１〜０．２０％とした。
【００６９】
Ｎ：０．０００４〜０．０１５０％
Ｎは、Ｔｉを添加した鋼において、ＴｉとともにＴｉＮを形成する。Ｎの含有量が０．０００４％以上の場合に、微細なＴｉＮが生じて打ち抜き穴部や打ち抜き端面の破面を平滑化し、良好な耐切り欠き疲労特性を確保することができる。しかし、その含有量が０．０１５０％を超えると、粗大なＴｉＮが多く生成するので、打ち抜き穴部や打ち抜き(不要なら削除下さい)端面の破面の平滑度が低下して耐切り欠き疲労特性の劣化をきたす。したがって、Ｎの含有量を０．０００４〜０．０１５０％とした。
【００７０】
前記（１）の発明に係る高強度鋼材の化学組成は、上記のＣからＮまでの元素と、残部がＦｅ及び不純物からなるものである。
【００７１】
前記（２）の発明に係る高強度鋼材の化学組成は、析出強化によって強度を一層高めることを目的として、上記（１）の発明の鋼のＦｅの一部に代えて、Ｎｂ：０．１％以下及びＶ：０．２％以下の１種以上を含むものである。
【００７２】
上記のＮｂとＶはいずれも析出強化によって強度を一層高める作用を有するので、ＮｂとＶは、以下に述べる範囲内でそれぞれを単独で含有させてもよいし、複合して含有させてもよい。
【００７３】
Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．２％以下
Ｎｂ及びＶは、Ｔｉと同様に析出強化によって強度を高める元素である。この効果を確実に得るには、ＮｂとＶはいずれも０．０１％以上の含有量とすることが望ましい。しかし、ＮｂとＶを過度に添加し、特に、Ｎｂは０．１％を超えて、また、Ｖは０．２％を超えて含有すると延性の低下をきたし、更に、合金コストもＴｉに比べて高いので原料コストの上昇も著しくなる。したがって、ＮｂとＶを添加する場合には、その含有量はそれぞれ０．１％以下、０．２％以下とするのがよい。
【００７４】
前記（３）の発明に係る高強度鋼材の化学組成は、固溶強化によって強度を一層高めることを目的として、上記（１）又は（２）の発明の鋼のＦｅの一部に代えて、Ｍｏ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下及びＣｕ：１．０％以下から選択される１種以上を含むものである。
【００７５】
上記のＭｏからＣｕまでのいずれの元素も固溶強化によって強度を一層高める作用を有するので、ＭｏからＣｕまでの元素は、以下に述べる範囲内でそれぞれを単独で含有させてもよいし、２種以上を複合して含有させてもよい。
【００７６】
Ｍｏ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下
ＭｏとＮｉは固溶強化による高強度化に有効な元素である。この効果を確実に得るには、ＭｏとＮｉはいずれも０．０５％以上の含有量とすることが望ましい。しかし、ＭｏとＮｉのいずれも合金コストが高いので多量の添加は経済的に不利である。更に、ＭｏとＮｉの多量の添加は延性を劣化させ、特に、いずれの元素とも１．０％を超えて含有すると延性の低下が著しくなる。したがって、ＭｏとＮｉを添加する場合には、その含有量はいずれも１．０％以下とするのがよい。
【００７７】
Ｃｕ：１．０％以下
Ｃｕも固溶強化による高強度化に有効な元素である。Ｃｕには、耐疲労特性を高める作用もある。更に、熱処理によってε−Ｃｕとして析出し、強度を高める作用も有する。これらの効果を確実に得るには、Ｃｕは０．０５％以上の含有量とすることが好ましい。一方、その含有量が１．０％を超えても前記した効果は飽和し、コストが嵩むばかりである。したがって、Ｃｕを添加する場合には、その含有量は１．０％以下とするのがよい。
【００７８】
前記（４）の発明に係る高強度鋼材の化学組成は、焼入れ性を向上させて強度を一層高めることを目的として、上記（１）から（３）までのいずれかの発明の鋼のＦｅの一部に代えて、Ｃｒ：１．０％以下及びＢ：０．０００５〜０．００３％の１種以上を含むものである。
【００７９】
上記のＣｒとＢはいずれも焼入れ性を向上させて強度を一層高める作用を有するので、ＣｒとＢは、以下に述べる範囲内でそれぞれを単独で含有させてもよいし、複合して含有させてもよい。
【００８０】
Ｃｒ：１．０％以下
Ｃｒは、焼入れ性を向上させて、所望の組織を生成するのに有利に作用し、高強度化に有効な元素である。この効果を確実に得るには、Ｃｒは０．０５％以上の含有量とすることが好ましい。しかし、その含有量が１．０％を超えても前記した効果は飽和し、コストが嵩むばかりである。したがって、Ｃｒを添加する場合には、その含有量は１．０％以下とするのがよい。
【００８１】
Ｂ：０．０００５〜０．００３％
Ｂは、微量で焼入れ性を向上させ、高強度化に有効な元素である。この効果を確実に得るには、Ｂは０．０００５％以上の含有量とすることが好ましい。しかし、その含有量が０．００３％を超えても前記した効果は飽和し、コストが嵩むばかりである。したがって、Ｂを添加する場合には、その含有量は０．０００５〜０．００３％とするのがよい。
【００８２】
前記（５）の発明に係る高強度鋼材の化学組成は、ＴｉＮの生成核となる酸化物を形成し、ＴｉＮを微細分散化して耐切り欠き疲労特性を一層向上させることを目的として、上記（１）から（４）までのいずれかの発明の鋼のＦｅの一部に代えて、Ｃａ：０．０００２〜０．０１％、Ｍｇ：０．０００２〜０．０１％及びＲＥＭ（希土類元素）：０．０００２〜０．０１％から選択される１種以上を含有するものである。
【００８３】
上記のＣａからＲＥＭまでのいずれの元素もＴｉＮの生成核となる酸化物を形成し、ＴｉＮを微細分散化して耐切り欠き疲労特性を一層向上させる作用を有するので、ＣａからＲＥＭまでの元素は、以下に述べる範囲内でそれぞれを単独で含有させてもよいし、２種以上を複合して含有させてもよい。
【００８４】
ここで、ＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙ及びランタノイドの合計１７元素を指し、ＲＥＭの含有量が上記元素の合計含有量を指すことは既に述べたとおりである。
【００８５】
Ｃａ：０．０００２〜０．０１％、Ｍｇ：０．０００２〜０．０１％、ＲＥＭ（希土類元素）：０．０００２〜０．０１％
Ｃａ、Ｍｇ及びＲＥＭは、いずれも溶鋼中でＴｉＮの生成核となる酸化物を形成し、ＴｉＮを微細分散化して耐切り欠き疲労特性を一層向上させる作用を有する。この効果を確実に得るには、Ｃａ、Ｍｇ及びＲＥＭのいずれも０．０００２％以上の含有量とすることが好ましい。しかし、上記各元素の含有量がいずれも０．０１％を超えると、酸化物として消費される量を超えるので効果を持たず、このためコストが嵩むだけである。したがって、Ｃａ、Ｍｇ及びＲＥＭを添加する場合には、その含有量はいずれも０．０００２〜０．０１％とするのがよい。
【００８６】
また、Ｃａ、Ｍｇ及びＲＥＭは、上記の適正範囲で含有させた場合、いずれもＭｎＳの形態を変化させる特性があり、打ち抜きなどの局所変形時に展伸しにくい介在物を形成する作用を有する。そのため、打ち抜き穴部や打ち抜き端面の平滑化が促進され、これによっても耐切り欠き疲労特性が一層向上する。
【００８７】
なお、ＭｎＳの形態を制御するために、Ｚｒを添加することができる。その効果を確実に得るには、Ｚｒは０．０００２％以上の含有量とすることが好ましい。なお、Ｚｒの上記効果も０．０１％の含有量で飽和する。
【００８８】
（Ｂ）高強度鋼材における介在物
本発明の重要な点は、Ｔｉ析出強化鋼において、ＴｉＮを積極的に微細化し、更に微細な硫化物を多く生成させることで、耐切り欠き疲労特性を向上させることにある。そこで、先に述べた▲１▼〜▲６▼の内容に関して、以下に整理して詳しく説明する。
【００８９】
（ａ）析出強化やフェライトの微細化効果で強度上昇に寄与する微細なＴｉＣとは異なって、ＴｉＮは高温で生成するため、形態制御を行わなければ、数μｍから２０μｍ程度にまで粗大化し、耐切り欠き疲労特性を低下させてしまう。
【００９０】
（ｂ）耐切り欠き疲労特性を評価する切り欠き疲労試験は、一般にポンチ、ダイスで鋼板に円状の穴を打ち抜き、その打ち抜き穴を設けた試験片を用いて行われる。この場合、耐切り欠き疲労特性は、打ち抜き穴部や打ち抜き端面における破面性状やその後の亀裂発生挙動に大きく支配される。
【００９１】
（ｃ）打ち抜き穴部等における断面の破面性状が悪い場合、つまり、断面部の凹凸が著しい場合には、その部位に応力集中が起こり、早期に亀裂が発生する。
【００９２】
（ｄ）粗大なＴｉＮが存在すると鋼板の打ち抜き断面の破面性状が悪化する。
【００９３】
（ｅ）ＴｉＮは、フェライトやベイナイト、マルテンサイト等に比べて非常に高強度（高硬度）であり、それ自体全く変形することができない。そのため、打ち抜きの様に局所的な塑性変形が生じる場合、マトリックス（素地）とＴｉＮの界面には必ずボイドが発生する。
【００９４】
（ｆ）上記ボイドの大きさは、ＴｉＮの粒径に比例して大きくなる。
【００９５】
（ｇ）局所変形により生じたボイドは、後に鋼板の上部及び下部から発生した亀裂と合体して最終的な打ち抜き断面を形成する。したがって、ボイドの大きさ、つまり、ＴｉＮの粒径が大きくなる程、打ち抜き断面部の破面性状が悪化する。
【００９６】
（ｈ）ＴｉＮが存在してもそれが微細な場合には、ＴｉＮが全く存在しない場合に比べて、打ち抜き穴部や打ち抜き端面の破面性状は向上する。
【００９７】
（ｉ）ＴｉＮが微細であると、打ち抜き時の鋼板の局所変形帯におけるボイドの発生箇所が、最も歪の高い部分のみに限定され、また、発生したボイドも小さい。そして、鋼板の上部及び下部から発生した亀裂は、微細なＴｉＮによって生じた極めて狭い領域内の小さなボイドを伝搬するように進展する。このため、打ち抜き破断面を形成する亀裂は蛇行することなく、破断面は、ほぼ直線状に形成される。
【００９８】
（ｊ）微細なＴｉＮが存在しない場合には、鋼板の上部及び下部から発生した亀裂は、局所変形内で蛇行しながら進展する。そのため、破断面も凹凸が著しくなり、破面性状が悪化する。
【００９９】
（ｋ）微細な硫化物が多く存在する場合にも、既に述べた微細なＴｉＮと同様の効果で、打ち抜き穴部や打ち抜き端面の平滑化が促進されるため、耐切り欠き疲労特性が向上する。
【０１００】
（ｌ）Ｔｉ析出強化鋼において、微細なＴｉＮを多く析出させるには限界がある。これは、微細なＴｉＮをより多く析出させるにはＴｉとＮを多量に添加して含有量を多くする必要があるが、ＴｉとＮの含有量が増加すると、ＴｉＮが生成する温度がより高温側になり、一層粗大になってしまうからである。
【０１０１】
（ｍ）打ち抜き穴部や打ち抜き端面の更なる平滑化には、硫化物の利用が必要不可欠になる。すなわち、微細ＴｉＮと微細硫化物を併用することにより、打ち抜き穴部や打ち抜き端面の更なる平滑化が可能となり、耐切り欠き疲労特性が著しく向上する。したがって、例えば、Ｔｉ析出強化鋼においてＴｉＮに代表される窒化物及びＴｉＳ、ＭｎＳやＴｉ₄Ｃ₂Ｓ₂ に代表される硫化物について、その粒径と数量を制御することが、耐切り欠き疲労特性を向上させる上で極めて重要である。
【０１０２】
先ず、前記（１）〜（５）の発明に係る高強度鋼材は、耐切り欠き疲労特性を向上させる打ち抜き穴部や打ち抜き端面の平滑化の促進のために、粒径が０．３μｍ以上である介在物を断面積１ｍｍ² 当たり５０〜５００００個含み、且つ、前記介在物の平均粒径が７μｍ以下でなければならない。
【０１０３】
ここで、既に述べたように、本発明でいう「介在物」とは硫化物、窒化物及びそれらの複合物を指し、「硫化物」と「窒化物」は、製鋼段階、溶鋼中、鋼塊の凝固過程、熱間圧延やその後の冷却過程、更には熱間巻き取り過程等で生成する粒子であり、成分元素としてＳ（硫黄）を含有するものを「硫化物」、Ｎ（窒素）を含有するものを「窒化物」といい、また、それらの「複合物」とは、粒子中にＳとＮをともに含有するものをいう。
【０１０４】
また、「粒径」とは、個々の粒子である介在物やフェライトの短径と長径の和の１／２で定義される値を指し、「平均粒径」とは１００視野観察して求めた個々の粒子の粒径を算術平均したものを指す。
【０１０５】
前記の介在物やフェライトは、光学顕微鏡、走査型電子顕微鏡及び、例えば、加速電圧が１００〜２００ｋＶの透過電子顕微鏡を用いて観察することができるので、観察によって得られた像を画像解析して短径と長径を測定し、その和の１／２から各介在物やフェライトの粒径を求めることができる。
【０１０６】
介在物の粒径が０．３μｍ未満の場合には、打ち抜き時の応力集中が小さく、打ち抜き穴部や打ち抜き端面の平滑化に寄与するボイドが発生しない。したがって、介在物の粒径は０．３μｍ以上とする必要がある。
【０１０７】
介在物の粒径が０．３μｍ以上であっても、断面積１ｍｍ² 当たりの個数が５０個未満の場合には、鋼板の打ち抜き時に局所変形帯で発生する微細ボイドの個数が少なすぎるために、打ち抜き穴部や打ち抜き端面の平滑化の効果がない。一方、断面積１ｍｍ² 当たりの個数が５００００個を超えると打ち抜き時、鋼板の局所変形帯において微細ボイドが多く発生し、それらが連結して粗大ボイドとなるため、却って打ち抜き穴部や打ち抜き端面の破面性状を悪化させる。
【０１０８】
粒径が０．３μｍ以上である介在物を断面積１ｍｍ² 当たり５０〜５００００個含む場合であっても、その介在物の平均粒径が７μｍを超えると、打ち抜き時に局所変形で生じた粗大ボイドが多く存在するため、打ち抜き穴部や打ち抜き端面における破面性状が悪化する。
【０１０９】
したがって、前記（１）〜（５）の発明に係る高強度鋼材においては、粒径が０．３μｍ以上である介在物を断面積１ｍｍ² 当たり５０〜５００００個含み、且つ、前記介在物の平均粒径を７μｍ以下と規定した。
【０１１０】
なお、個々の介在物の粒径の上限は２０μｍ程度とするのがよい。また、介在物の平均粒径の下限は０．３μｍであってもよい。
【０１１１】
上記粒径が０．３μｍ以上である介在物の平均粒径が０．５〜２．０μｍの場合、粗大ボイドの発生が抑制され、微細ボイドによる打ち抜き穴部や打ち抜き端面の平滑化が一層促進されて、耐切り欠き疲労特性が一層向上する。したがって、前記（６）の発明に係る高強度鋼材においては、粒径が０．３μｍ以上である介在物の平均粒径を０．５〜２．０とした。
【０１１２】
前述の粒径が０．３μｍ以上である介在物は、ＴｉＳ系、ＭｎＳ系、Ｔｉ₄Ｃ₂Ｓ₂ 系、ＴｉＮ系及びそれらの複合物の１種以上であることが望ましい。これは、上記の介在物は鋼板中に多く存在させることができるし、特定の製造方法（例えば（１２）の発明や（１７）の発明）によって微細に分散させることが可能なためである。更に、これらの介在物は、ＦｅＳやＡｌＮ等と異なり、高温で粒界に偏析することが少なく、このため、高温での熱間割れが生じ難い。したがって、前記（７）の発明に係る高強度鋼材においては、粒径が０．３μｍ以上である介在物を、ＴｉＳ系、ＭｎＳ系、Ｔｉ₄Ｃ₂Ｓ₂ 系、ＴｉＮ系及びそれらの複合物の１種以上とした。
【０１１３】
なお、既に述べたように、ＴｉＳ系、ＭｎＳ系、Ｔｉ₄Ｃ₂Ｓ₂ 系及びＴｉＮ系の介在物とは、単なるＴｉＳ、ＭｎＳ、Ｔｉ₄Ｃ₂Ｓ₂ 及びＴｉＮだけではなく、ＴｉやＭｎの一部が他の金属元素で置換した介在物、例えば、（Ｔｉ、Ｆｅ）Ｓ、（Ｍｎ、Ｃｒ）Ｓや（Ｔｉ、Ｎｂ）Ｎなどを含む。上記のＴｉＳ系、ＭｎＳ系、Ｔｉ₄Ｃ₂Ｓ₂ 系及びＴｉＮ系の介在物は、製鋼段階、溶鋼中又は鋼塊の凝固開始温度（すなわち、液相線温度）から１３００℃前後の温度域で生成する粒子である。
【０１１４】
また、ＴｉＳ系、ＭｎＳ系、Ｔｉ₄Ｃ₂Ｓ₂ 系及びＴｉＮ系の介在物の複合物とは、粒子中にＳとＮをともに含有するものだけではなく、粒子中にＴｉとＭｎをともに含有するもの、例えば、硫化物における（Ｔｉ、Ｍｎ）Ｓや（Ｔｉ、Ｍｎ、Ｃｒ）Ｓのようなものを含むことも既に述べたとおりである。
【０１１５】
組成が前記 (1)式を満たさない、つまり「Ｔｉ／Ｍｎ≦１」である粒径が０．３μｍ以上の介在物は熱間圧延、冷間圧延及び打ち抜きなどの加工歪が加えられた場合に帯状に変形しやすくなることがあり、打ち抜きの場合では、帯状の粗大ボイドが発生することがある。これに対して、組成が (1)式を満たす介在物は、加工歪が加えられた場合にも変形し難い。しかも、その介在物の個数割合が増えて、特に、１０％以上になると、打ち抜き穴部や打ち抜き端面の平滑化が促進されるので、耐切り欠き疲労特性の向上が大きくなる。したがって、前記（８）の発明に係る高強度鋼材においては、粒径が０．３μｍ以上である介在物において、その組成が前記 (1)式を満たす介在物の個数割合を１０％以上とした。
【０１１６】
本発明の高強度鋼材は、前述の介在物を利用することによって、打ち抜き穴部や打ち抜き端面を平滑化しているので、いずれの組織でも耐切り欠き疲労特性に優れている。
【０１１７】
しかし、マルテンサイトやオーステナイトが組織中に存在すると、打ち抜き穴部から発生して進展する疲労亀裂が、硬質の組織（相）である元からのマルテンサイトや、打ち抜き部近傍のオーステナイトが歪み誘起変態したマルテンサイトにブロックされて、亀裂の進展が遅延するため、耐切り欠き疲労特性がより改善される。特に、マルテンサイトとオーステナイトが組織に占める割合が合計で２％以上の場合に前記の亀裂進展のブロック効果が大きい。なお、パーライトは粗大な炭化物を含有する組織であり、特に、パーライトが組織に占める割合が２０％以上になると、その粗大な炭化物が打ち抜き破面部にボイドを発生させ、打ち抜き破面性状を悪化させる場合がある。このため、前記（１）〜（８）の発明に係る高強度鋼材の組織は、マルテンサイトとオーステナイトが組織に占める割合が合計で２％以上で、パーライトが組織に占める割合が２０％未満であり、残部がフェライトとベイナイトのいずれか一方又は双方からなる組織とするのがよい。
【０１１８】
したがって、前記（９）の発明に係る高強度鋼材は、耐切り欠き疲労特性を著しく高めることを目的に、マルテンサイトとオーステナイトが組織に占める割合が合計で２％以上で、パーライトが組織に占める割合が２０％未満であり、残部がフェライトとベイナイトのいずれか一方又は双方からなる組織を有することとした。
【０１１９】
なお、耐切り欠き疲労特性を極めて高めたい場合には、高強度鋼材の組織をフェライトを含む組織とし、更に、フェライトの平均粒径を１．１〜５μｍとするのがよい。
【０１２０】
すなわち、組織にフェライトが含まれる場合には、打ち抜き穴部から発生した疲労亀裂は、軟質な相であるフェライトを積極的に進展し、フェライト粒界での亀裂停留効果が生じ、亀裂の進展が抑制されて耐切り欠き疲労特性が改善されるが、上述のフェライト粒界での亀裂停留効果は、フェライトの平均粒径が５μｍ以下の場合に特に大きくなる。しかし、フェライトの平均粒径を５μｍ以下にすることで耐切り欠き疲労特性は極めて良好になるものの、平均粒径が１．１μｍを下回ると、降伏点（ＹＰ）が高くなり過ぎて加工性（成形性）が劣化する場合がある。
【０１２１】
したがって、前記（１０）の発明に係る高強度鋼材においては、組織におけるフェライトの平均粒径を１．１〜５μｍとした。
【０１２２】
（Ｃ）製造方法
前記（Ａ）項に記載の化学組成を有する鋼材に、粒径が０．３μｍ以上である介在物を断面積１ｍｍ² 当たり５０〜５００００個含ませ、且つ、前記介在物の平均粒径を７μｍ以下として、耐切り欠き疲労特性を高めるためには、溶鋼を鋳造して鋼塊とする際、溶鋼の液相線温度から１３００℃の温度範囲における前記鋼塊の鋳込み方向に垂直な断面の平均冷却速度を０．４℃／秒以上とする工程を製造工程中に含む必要がある。
【０１２３】
介在物のなかでも特に、そのほとんどのものがデンドライト１次アーム又は２次アームの樹間で観察される粗大なＴｉＮは、溶鋼の液相線温度以上の領域又は、溶鋼の固液共存温度の近傍で生成し、耐切り欠き疲労特性に悪影響を及ぼす。しかし、溶鋼を鋳造して鋼塊とする際、溶鋼の液相線温度から１３００℃の温度範囲における鋼塊の鋳込み方向に垂直な断面の平均冷却速度を０．４℃／秒以上とすることで、ＴｉＮを初めとする窒化物は微細に分散し、更に、ＴｉＳ、ＭｎＳ、Ｔｉ₄Ｃ₂Ｓ₂ 等の硫化物も微細に分散して耐切り欠き疲労特性が良好になる。なお、鋼塊の鋳込み方向に垂直な断面の平均冷却速度が０．４℃／秒未満の場合には介在物が粗大になるため、断面積１ｍｍ² 当たりの個数が５０個を下回ったり、平均粒径が７μｍを超えることになってしまう。
【０１２４】
したがって、前記（１１）の発明においては、溶鋼を鋳造して鋼塊とする際、溶鋼の液相線温度から１３００℃の温度範囲における鋼塊の鋳込み方向に垂直な断面の平均冷却速度を０．４℃／秒以上とする工程を製造工程中に含むものとした。
【０１２５】
「鋼塊の鋳込み方向に垂直な断面の平均冷却速度」が、鋳型内や連続鋳造機内で凝固シェルを形成して内部が溶融状態にある場合を含めて鋼塊と呼ぶ場合の、鋼塊の鋳込み方向に垂直な断面における表面部から中心部の全領域における冷却速度の平均値を指すことは、既に述べたとおりである。この「鋼塊の鋳込み方向に垂直な断面の平均冷却速度」の上限は１０℃／秒程度とすることが好ましく、７℃／秒とすれば一層好ましい。なお、「鋼塊の鋳込み方向に垂直な断面の平均冷却速度」は０．４〜７℃／秒とすることがより好ましい。
【０１２６】
上記した溶鋼の液相線温度から１３００℃の温度範囲の平均冷却速度を２〜７℃／秒とすれば、前述の粒径が０．３μｍ以上である介在物の平均粒径を容易に０．５〜２．０μｍとすることができる。したがって、前記（１２）の発明では、前記鋼塊の鋳込み方向に垂直な断面の平均冷却速度を２〜７℃／秒と規定した。
【０１２７】
なお、溶鋼の液相線温度から１３００℃の温度範囲における鋼塊の鋳込み方向に垂直な断面の平均冷却速度で０．４℃／秒以上を達成するには、例えば、連続鋳造機内の２次スプレー冷却帯の高圧化、高水量化による強制冷却を行ったり、鋳型厚みの減厚化又は連続鋳造機内のスラブ未凝固層の圧下によるスラブ厚みの減少等の処理を行えばよい。
【０１２８】
溶鋼を鋳造して鋼塊とする際に、溶鋼の液相線温度から１３００℃の温度範囲における鋼塊の鋳込み方向に垂直な断面の平均冷却速度を上述のように調整して得た鋼塊は、仕上げ温度を「Ａr₃点−１００℃」〜１０５０℃として熱間圧延し、次いで、１０℃／秒以上の平均冷却速度で７３０℃以下の温度域まで冷却し、その後巻き取るのがよい。
【０１２９】
１０５０℃を超える仕上げ温度は、設備面で板の通板速度を上げる必要があり、設備投資に莫大な費用を要して現実的ではない。一方、「Ａr₃点−１００℃」以上の仕上げ温度を確保することで、不均一な加工フェライトの生成が少なくなる。
【０１３０】
また、仕上げ圧延後の平均冷却速度が１０℃／秒を下回ったり、巻き取り温度が７３０℃を超えると、粗大なパーライトが生成して打ち抜き破面が悪化し、切り欠き疲労特性が劣化する場合がある。
【０１３１】
したがって、前記（１３）の発明では、前述の鋼塊の鋳込み方向に垂直な断面の平均冷却速度を調整して得た鋼塊を、仕上げ温度を「Ａr₃点−１００℃」以上で１０５０℃以下として熱間圧延し、次いで、１０℃／秒以上の平均冷却速度で７３０℃以下の温度域まで冷却し、その後巻き取ることとした。
【０１３２】
なお、前記の温度域で熱間圧延を仕上げた後、１０℃／秒以上の平均冷却速度で７３０〜６００℃の温度域まで冷却し、次いで、２〜１５秒間空冷し、その後更に１５℃／秒以上の平均冷却速度で６００℃未満まで冷却してから巻き取ってもよい。この処理によって、フェライトとベイナイトやマルテンサイト、オーステナイトの割合を調整でき、好ましい組織、つまり、「マルテンサイトとオーステナイトが組織に占める割合が合計で２％以上で、パーライトが組織に占める割合が２０％未満であり、残部がフェライトとベイナイトのいずれか一方又は双方からなる組織」を得ることができるからである。
【０１３３】
したがって、前記（１４）の発明では、平均冷却速度を調整して得た鋼塊を、仕上げ温度を「Ａr₃点−１００℃」から１０５０℃以下として熱間圧延した後、１０℃／秒以上の平均冷却速度で７３０〜６００℃の温度域まで冷却し、次いで、２〜１５秒間空冷し、その後更に１５℃／秒以上の平均冷却速度で６００℃未満まで冷却してから巻き取ることとした。
【０１３４】
なお、「空冷」が、大気中放冷及び強制空冷を指すことは既に述べたとおりである。
【０１３５】
溶鋼を鋳造して鋼塊とする際、溶鋼の固相線温度から９００℃の温度範囲における鋼塊の最終凝固位置の平均冷却速度を０．５℃／秒未満として冷却するのがよい。この処理によって鋼塊及びその後の熱間圧延によって得られる鋼板の表面品質及び内部品質を向上させることができるからである。
【０１３６】
すなわち、溶鋼の固相線温度から９００℃の温度範囲における鋼塊の最終凝固位置の平均冷却速度を０．５℃／秒以上として冷却した場合には、鋼塊表面温度と鋼塊内部温度に温度勾配が大きく発生し、微細な介在物（「硫化物」、「窒化物」及びそれらの複合物）を起点に鋼塊表面割れや鋼塊の内部割れが生じ、この鋼塊段階で生じた割れは後の鋼板に到るまで消滅することがないので、製品鋼板の表面品質や内部品質に悪影響を生じさせることがある。
【０１３７】
したがって、前記（１５）の発明では、溶鋼を鋳造して鋼塊とする際、溶鋼の固相線温度から９００℃の温度範囲における鋼塊の最終凝固位置の平均冷却速度を０．５℃／秒未満として冷却することとした。
【０１３８】
ここで、既に述べたように、「鋼塊の最終凝固位置」は、鋼塊の鋳込み方向に垂直な断面において最終に凝固した位置を指し、当該位置は、鋼塊の表面温度が１０００〜９００℃となった時に当該鋼塊を鋼塊の鋳込み方向に垂直な方向に切断し、切断面において最も高温となっている位置として特定することができる。
【０１３９】
また、前記切断面の温度は、放射温度計などの非接触式温度計や接触式温度計といった温度測定手段を用いて測定することができる。
【０１４０】
更に、「溶鋼の固相線温度から９００℃の温度範囲における鋼塊の最終凝固位置の平均冷却速度」は、溶鋼の固相線温度と９００℃との温度差を、最終凝固位置が凝固した時から前記切断面における最終凝固位置の温度が９００℃になった時までに要する時間によって除することにより求めることができる。
【０１４１】
なお、最終凝固位置が凝固する時は、予め鋼塊を製造する鋳造装置において溶鋼の凝固係数を実験により求めておき、鋼塊の厚みと前記凝固係数との関係より、溶鋼を鋳型に注入した時から鋼塊内部が完全に凝固するまでの時間、すなわち最終凝固位置が凝固するまでの時間を求めることによって特定することができ、前記凝固係数は、溶鋼にＳを多量に添加してその濃化状態を調査することにより求めることができる。
【０１４２】
また、前記切断面における最終凝固位置の温度が９００℃となる時は、上記温度測定手段により最終凝固位置の温度を継続的にあるいは断続的に測定することにより特定することができる。
【０１４３】
組織におけるフェライトの平均粒径を微細にするには、オーステナイト粒内に多くの歪み（転位）を導入してフェライトの析出核を多くし、その後短時間のうちに強冷却して、オーステナイト粒内の歪みの解放を防ぎながら、フェライト変態させればよい。そして、熱間仕上げ圧延における全圧下率を８５％以上とし、熱間圧延を仕上げてから１秒以内に冷却を開始し、５０℃／秒以上の平均冷却速度で７３０℃まで冷却する処理によって、組織におけるフェライトの平均粒径を確実に５μｍ以下にすることができる。
【０１４４】
したがって、前記（１６）の発明では、熱間仕上げ圧延における全圧下率を８５％以上とし、熱間圧延を仕上げてから１秒以内に冷却を開始し、５０℃／秒以上の平均冷却速度で７３０℃まで冷却することとした。
【０１４５】
なお、％単位での全圧下率とは｛（圧延前の被圧延材の厚さ−圧延後の被圧延材の厚さ）／（圧延前の被圧延材の厚さ）｝×１００で表される値をいうことは既に述べたとおりである。この圧下率の上限は特に規定する必要はなく、設備上可能な最大の圧下率であってもよい。また、上述の平均冷却速度の上限も特に規定する必要はなく、設備能力と製品サイズから得られる最大の冷却速度であってもよい。
【０１４６】
鋼が多くのＣを含有する場合には、粗大な炭化物が多く生成しやすく、伸びフランジ加工性を評価するために穴拡げ試験を行うと、その粗大な炭化物とフェライトなど軟質な相との界面で剥離が容易に発生して亀裂が発生することがある。したがって、伸びフランジ加工性を向上させるためにはＣの含有量を適正化するのが好ましい。更に、Ｓ及びＮもその含有量が多くなると、硫化物と窒化物が粗大になって、その粗大な硫化物や窒化物と軟質な相との界面で剥離が容易に発生して伸びフランジ加工性が劣化することがある。しかし、溶鋼を鋳造して鋼塊とする際、溶鋼の液相線温度から１３００℃の温度領域における鋼塊の鋳込み方向に垂直な断面の平均冷却速度を適正化することによって、Ｃ、Ｓ及びＮの含有量が多くなっても、炭化物、硫化物及び窒化物が微細分散化するため、伸びフランジ加工性の劣化を小さくすることが可能であり、特に、溶鋼の液相線温度から１３００℃の温度領域における鋼塊の鋳込み方向に垂直な断面の平均冷却速度Ａ（℃／秒）が前記 (2)式を満たすようにすることで、耐切り欠き疲労特性及び伸びフランジ加工性に優れた高強度鋼材を得ることができる。
【０１４７】
したがって、前記（１７）の発明では、溶鋼を鋳造して鋼塊とする際、溶鋼の液相線温度から１３００℃の温度領域における鋼塊の鋳込み方向に垂直な断面の平均冷却速度Ａ（℃／秒）が前記 (2)式を満たすものとした。
【０１４８】
なお、（１）〜（５）の発明に係る高強度鋼材は、例えば、（１１）、（１３）、（１５）、（１７）の発明に係る製造方法によって容易に得られる。
【０１４９】
（６）の発明に係る高強度鋼材は、例えば、（１２）、（１３）、（１５）、（１７）の発明に係る製造方法によって容易に得られる。
【０１５０】
（７）の発明に係る高強度鋼材は、例えば、（１１）、（１２）、（１３）、（１５）、（１７）の発明に係る製造方法によって容易に得られる。
【０１５１】
（８）の発明に係る高強度鋼材は、例えば、（１１）、（１２）、（１３）、（１５）、（１７）の発明に係る製造方法によって容易に得られる。
【０１５２】
（９）の発明に係る高強度鋼材は、例えば、（１４）、（１５）、（１７）の発明に係る製造方法によって容易に得られる。
【０１５３】
（１０）の発明に係る高強度鋼材は、例えば、（１５）、（１６）、（１７）の発明に係る製造方法によって容易に得られる。
【０１５４】
冷間圧延鋼板とする場合には、上記のようにして得た熱間圧延鋼板を通常の方法で冷間圧延すればよい。なお、冷間圧延時の圧下率は４０％以上とし、冷間圧延後は焼鈍処理することが望ましい。この焼鈍処理は、通常の方法で行えばよい。すなわち、Ａc₁点以上の温度で１０秒以上の保持を実施し、その後、通常の方法で冷却すればよい。
【０１５５】
以下、実施例により本発明を更に詳しく説明する。
【０１５６】
【実施例】
表１に示す化学組成を有する各種の鋼を、表２〜４に示す条件で連続鋳造して幅１２００ｍｍで、厚さが７０〜２５０ｍｍのスラブにし、更に、各スラブを１１００〜１３００℃に加熱してから表２〜４に示す条件で熱間圧延して厚さ３．５ｍｍの熱延鋼板に仕上げた。
【０１５７】
なお、スラブは鋳型幅が１２００ｍｍで鋳型厚みが１００〜２５０ｍｍの試験用連続鋳造機にて鋳造し、各鋼種において、それぞれスラブの鋳込み方向に垂直な断面の平均冷却速度を変えて介在物、つまり、硫化物、窒化物及びそれらの複合物の形態制御を実施した。
【０１５８】
スラブの鋳込み方向に垂直な断面の平均冷却速度の変更は、主に、試験連続鋳造機内において、２次冷却水量の変更とスラブ未凝固部圧下によるスラブ厚み変更とを行うことで実施した。なお、スラブの鋳込み方向に垂直な断面の平均冷却速度の算出は、スラブ表面から中心部にかけて５ｍｍピッチでデンドライト２次アーム間隔を測定して算出した。
【０１５９】
また、溶鋼の固相線温度から９００℃の温度範囲における鋼塊の最終凝固位置の平均冷却速度を０．２〜０．６℃／秒とした冷却及び、上記の冷却速度がほぼ０．１℃／秒となる放冷処理も行った。
【０１６０】
熱間圧延は、仕上げ温度を１０００〜７８０℃とし、１５０〜６００℃で巻き取った。一部のものについては、仕上げ圧延直後の急冷や、仕上げ圧延後の冷却途中での中間空冷も実施した。
【０１６１】
このようにして得た熱延鋼板のうちの一部のものについては、圧下率６３〜７７％で冷間圧延し、その後に焼鈍処理を行って冷延鋼板とすることも行った。但し、一部のものについては冷間圧延のままとし、焼鈍処理を施さなかった。冷間圧延条件と焼鈍処理の有無の詳細は、後述の表８に示すとおりである。
【０１６２】
なお、前記の表２〜４には％単位での熱延鋼板の不良率、すなわち、｛（熱延鋼板に疵が生じて切り捨てた部分の質量）／（熱延鋼板の質量）｝×１００で表される値及び、不等式である (2)式の左辺を▲１▼式としてその値を併記した。
【０１６３】
【表１】

【０１６４】
【表２】

【０１６５】
【表３】

【０１６６】
【表４】

【０１６７】
各熱延鋼板について、光学顕微鏡と走査型電子顕微鏡を用いて、鋼板板厚の断面組織を観察した。更に、観察された介在物、つまり、硫化物、窒化物及びそれらの複合物の個々の粒径を測定し、粒径が０．３μｍ以上であったもの（以下、「粒径が０．３μｍ以上の介在物」を単に「介在物」という）について、断面積１ｍｍ² 当たりの個数、平均粒径を求めるとともに、その組成をエネルギー分散型Ｘ線分析装置によって調査して、ＴｉとＭｎの組成比であるＴｉ／Ｍｎの値を算出した。また、鋼板組織に占める各相の面積割合を求め、フェライトが生成している鋼板については、フェライトの個々の粒径を測定して平均粒径を求めた。
【０１６８】
各熱延鋼板の引張特性、耐切り欠き疲労特性及び伸びフランジ加工性を以下の方法で調査した。
【０１６９】
すなわち、JIS Z 2201に記載の５号引張試験片を切り出し、引張試験を行って引張強さ（ＴＳ）と伸び（Ｅｌ）を測定した。
【０１７０】
長さが１８０ｍｍで幅が４０ｍｍの軸引張り疲労試験片の中央部に直径１０ｍｍの打ち抜き穴をあけ、応力比Ｒが０．１の片振り、周波数８０Ｈｚの条件で疲労試験を行った。なお、１０⁷ 回で破断しない応力を切り欠き疲労限度σ_s として耐切り欠き疲労特性を評価した。
【０１７１】
また、縦横それぞれ１００ｍｍの正方形の試験片を採取し、その中央にポンチでクリアランス０．３ｍｍの直径が１０ｍｍの打ち抜き穴をあけ、先端角６０゜の円錐ポンチでこの穴を拡げて、穴の縁にクラックが貫通する限界の穴直径から計算される限界穴拡げ率（λ）によって伸びフランジ加工性を評価した。なお、打ち抜き穴の破面粗さとして算術平均粗さ（Ｒａ）の測定も行った。
【０１７２】
各冷延鋼板についても上記熱延鋼板の場合と同様にして、引張特性、耐切り欠き疲労特性及び伸びフランジ加工性を調査した。
【０１７３】
表５〜７に熱延鋼板における各試験結果を示す。また、表８には冷延鋼板における各試験結果を示す。
【０１７４】
【表５】

【０１７５】
【表６】

【０１７６】
【表７】

【０１７７】
【表８】

【０１７８】
熱延鋼板に係る試験番号Ｈ１〜Ｈ２６の場合、介在物の断面積１ｍｍ² 当たりの個数は５０〜４８０００個で５０〜５００００個という本発明の規定を満たし、且つ、その介在物の平均粒径は０．３〜６．８μｍと７μｍ以下であるため、打ち抜き破断面の算術平均粗さＲａは３．８μｍ以下であり、切り欠き疲労限度σ_s は２００ＭＰａ以上で耐切り欠き疲労特性に優れていた。
【０１７９】
上記の試験番号の中でも、介在物の平均粒径が０．７〜２μｍの範囲である試験番号Ｈ１〜Ｈ３、Ｈ５、Ｈ９〜Ｈ１１、Ｈ１３〜Ｈ１５及びＨ１７〜Ｈ１９については、切り欠き疲労限度σ_s が２３５ＭＰａ以上と一層良好であった。また、マルテンサイトとオーステナイトが組織に占める割合が合計で２％以上、且つ、パーライトが組織に占める割合が２０％未満である試験番号Ｈ６、Ｈ７、Ｈ１０、Ｈ１６、Ｈ１８、Ｈ１９及びＨ２５についても、その切り欠き疲労限度σ_s は２３５ＭＰａ以上と一層良好であった。
【０１８０】
上述の試験番号の中でも、フェライトの平均粒径が１．１〜５μｍである試験番号Ｈ２、Ｈ７、Ｈ９、Ｈ１８及びＨ１９は、切り欠き疲労限度σ_s が２５０ＭＰａ以上と極めて良好であった。
【０１８１】
また、試験番号Ｈ１〜Ｈ２６の場合、限界穴拡げ率λはいずれも１００％以上で、伸びフランジ加工性も良好であった。
【０１８２】
一方、試験番号Ｈ２７及びＨ２８の場合、介在物の断面積１ｍｍ² 当たりの個数が５００００個を超える５１０００個と５２０００個であった。このため、打ち抜き時に微細ボイドが多く発生し、それらが連結して粗大ボイドになったので、打ち抜き破断面の算術平均粗さＲａはそれぞれ４．５μｍと４．２μｍであり劣っていた。その影響で、切り欠き疲労限度σ_s は１８５ＭＰａと１９５ＭＰａとなり、耐切り欠き疲労特性は劣るものであった。
【０１８３】
試験番号Ｈ２９〜Ｈ４０の場合、介在物の断面積１ｍｍ² 当たりの個数が５０個を下回るか、介在物の平均粒径が７μｍを超えるものであった。このため、打ち抜き破断面の算術平均粗さＲａは４．１μｍ以上と粗く、切り欠き疲労限度σ_s は高々１９５ＭＰａで耐切り欠き疲労特性に劣っていた。また、限界穴拡げ率λも９５％以下で、伸びフランジ加工性にも劣っていた。
【０１８４】
試験番号Ｈ４１及びＨ４２は、溶鋼の固相線温度から９００℃の温度範囲における鋼塊の最終凝固位置の平均冷却速度を０．５℃／秒及び０．６℃／秒として水冷したものであるため、熱延鋼板の不良率は５％と７％で、熱延鋼板の歩留りがわずかに劣るものであった。しかし、介在物の断面積１ｍｍ² 当たりの個数は４００個と２１００個で本発明の規定を満たし、且つ、その介在物の平均粒径も１．６μｍと２．１μｍで７μｍ以下という規定を満たすため、それぞれの打ち抜き破断面の算術平均粗さＲａは２．０μｍと２．５μｍと小さく、切り欠き疲労限度σ_s は２００ＭＰａ以上で耐切り欠き疲労特性に優れているし、限界穴拡げ率λはいずれも１００％以上で、伸びフランジ加工性も良好であった。
【０１８５】
冷延鋼板に係る試験番号Ｃ１〜Ｃ１２の場合、試験番号Ｈ１等の本発明で規定する条件を満たす熱延鋼板を素材とするものであるため、熱延鋼板の場合と同様に、切り欠き疲労限度σ_s は２１５ＭＰａ以上で、耐切り欠き疲労特性に優れている。また、限界穴拡げ率λは、１００％以上で、伸びフランジ加工性も良好であった。
【０１８６】
これに対して、試験番号Ｃ１３〜Ｃ１６の場合、試験番号Ｈ３２等の本発明で規定する条件から外れた熱延鋼板を素材とするものであるため、熱延鋼板の場合と同様に、切り欠き疲労限度σ_s は高々１９５ＭＰａで耐切り欠き疲労特性に劣るし、限界穴拡げ率λも、９２％以下で伸びフランジ加工性にも劣ることが明らかである。
【０１８７】
【発明の効果】
本発明の高強度鋼材は、４８０ＭＰａ以上の引張強さを有し、耐切り欠き疲労特性に優れるとともに伸びフランジ加工性にも優れるので、自動車や各種の産業機械に用いられる構造部材の素材、なかでも自動車部品に代表される構造部材の素材として利用することができる。この高強度鋼材は、本発明の方法によって比較的容易に製造することができる。

Claims (17)

1. 質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２０％、Ｓｉ：０．０１〜２．５％、Ｍｎ：０．０５〜３．５％、Ｐ：０．００５〜０．１５％、Ｓ：０．００３〜０．０４％、Ａｌ：０．００１〜２．５％、Ｔｉ：０．０１〜０．２０％及びＮ：０．０００４〜０．０１５０％を含み、残部はＦｅ及び不純物からなる化学組成で、粒径が０．３μｍ以上である介在物を断面積１ｍｍ² 当たり５０〜５００００個含み、且つ、前記介在物の平均粒径が７μｍ以下であることを特徴とする高強度鋼材。
2. Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｎｂ：０．１％以下及びＶ：０．２％以下の１種以上を含有する請求項１に記載の高強度鋼材。
3. Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｍｏ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下及びＣｕ：１．０％以下から選択される１種以上を含有する請求項１又は２に記載の高強度鋼材。
4. Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｒ：１．０％以下及びＢ：０．０００５〜０．００３％の１種以上を含有する請求項１から３までのいずれかに記載の高強度鋼材。
5. Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃａ：０．０００２〜０．０１％、Ｍｇ：０．０００２〜０．０１％及びＲＥＭ（希士類元素）：０．０００２〜０．０１％から選択される１種以上を含有する請求項１から４までのいずれかに記載の高強度鋼材。
6. 粒径が０．３μｍ以上である介在物の平均粒径が０．５〜２．０μｍであることを特徴とする請求項１から５までのいずれかに記載の高強度鋼材。
7. 粒径が０．３μｍ以上である介在物が、ＴｉＳ系、ＭｎＳ系、Ｔｉ₄Ｃ₂Ｓ₂ 系、ＴｉＮ系及びそれらの複合物の１種以上であることを特徴とする請求項１から６までのいずれかに記載の高強度鋼材。
8. 粒径が０．３μｍ以上である介在物において、その組成が下記 (1)式を満たす介在物の個数割合が１０％以上であることを特徴とする請求項１から７までのいずれかに記載の高強度鋼材。
   Ｔｉ／Ｍｎ＞１・・・・・ (1)
   ここで、 (1)式中の元素記号は、その元素の質量％での介在物中含有量を表す。
9. マルテンサイトとオーステナイトが組織に占める割合が合計で２％以上で、パーライトが組織に占める割合が２０％未満であり、残部がフェライトとベイナイトのいずれか一方又は双方からなる組織を有することを特徴とする請求項１から８までのいずれかに記載の高強度鋼材。
10. 組織におけるフェライトの平均粒径が１．１〜５μｍであることを特徴とする請求項１から９までのいずれかに記載の高強度鋼材。
11. 高強度鋼材の製造方法であって、請求項１から５までのいずれかに記載の化学組成を有する溶鋼を鋳造して鋼塊とする際、溶鋼の液相線温度から１３００℃の温度範囲における鋼塊の鋳込み方向に垂直な断面の平均冷却速度を０．４℃／秒以上とする工程を製造工程中に含む高強度鋼材の製造方法。
12. 鋼塊の鋳込み方向に垂直な断面の平均冷却速度が２〜７℃／秒である請求項１１に記載の高強度鋼材の製造方法。
13. 請求項１１又は１２に記載の鋼塊の鋳込み方向に垂直な断面の平均冷却速度で冷却した鋼塊を、仕上げ温度を「Ａｒ₃ 点−１００℃」以上で１０５０℃以下として熱間圧延し、次いで、１０℃／秒以上の平均冷却速度で７３０℃以下の温度まで冷却し、その後巻き取ることを特徴とする請求項１１又は１２に記載の高強度鋼材の製造方法。
14. 請求項１１又は１２に記載の鋼塊の鋳込み方向に垂直な断面の平均冷却速度で冷却した鋼塊を、仕上げ温度を「Ａｒ₃ 点−１００℃」以上で１０５０℃以下として熱間圧延した後、１０℃／秒以上の平均冷却速度で７３０〜６００℃の温度域まで冷却し、次いで、２〜１５秒間空冷し、その後更に１５℃／秒以上の平均冷却速度で６００℃未満まで冷却してから巻き取ることを特徴とする請求項１１又は１２に記載の高強度鋼材の製造方法。
15. 溶鋼の固相線温度から９００℃の温度範囲における鋼塊の最終凝固位置の平均冷却速度を０．５℃／秒未満として冷却することを特徴とする請求項１１から１４までのいずれかに記載の高強度鋼材の製造方法。
16. 熱間仕上げ圧延における全圧下率が８５％以上で、熱間圧延を仕上げてから１秒以内に冷却を開始し、５０℃／秒以上の平均冷却速度で７３０℃まで冷却することを特徴とする請求項１１から１５までのいずれかに記載の高強度鋼材の製造方法。
17. 溶鋼を鋳造して鋼塊とする際、溶鋼の液相線温度から１３００℃の温度領域における鋼塊の鋳込み方向に垂直な断面の平均冷却速度Ａ（℃／秒）が下記 (2)式を満たすものである請求項１１から１６までのいずれかに記載の高強度鋼材の製造方法。
    Ｃ＋｛（Ｓ＋Ｎ）／Ａ｝＜０．１５・・・・・ (2)
    ここで、 (2)式中の元素記号は、その元素の質量％での鋼中含有量を表し、Ａの値は０．４以上である。