WO2012036312A1 - 耐疲労特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

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    • Y02P10/00—Technologies related to metal processing
    • Y02P10/20—Recycling

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength hot-rolled steel sheet suitable as a material for automobile undercarriage parts, structural parts, frameworks, truck frames, and the like, and more particularly to improvement of fatigue resistance.
  • “high strength” refers to the case where the tensile strength TS is 780 MPa or more.
  • Patent Document 1 includes, in mass%, C: 0.01 to 0.10%, Si: 2.0% or less, and Mn: 0.5 to 2.5%. Furthermore, V: 0.01 to 0.30%, Nb: 0.01 to 0.30%, Ti: 0.01 to 0.30%, Mo: 0.01 to 0.30%, Zr: 0.
  • the composition containing one or more of 01 to 0.30%, W: 0.01 to 0.30% in total of 0.5 or less, and the average particle size of precipitates with a bainite fraction of 80% or more F is greater than the value obtained by the specific formula of the average atomic weight ratio of the elements constituting the precipitate, and the ratio r / f of the average particle size r to the precipitate fraction f satisfies 12000 or less.
  • a high-strength hot-rolled steel sheet excellent in stretch flangeability is described.
  • the structure is mainly composed of bainite, and bainite is strengthened by precipitation with carbides such as Nb, V, Ti, etc., thereby improving the strength, enhancing stretch flangeability, and further increasing the precipitate size. It is said that high fatigue strength can be secured by appropriately coarsening.
  • Patent Document 2 includes mass%, C: 0.05 to 0.15%, Si: 1.50% or less, Mn: 0.5 to 2.5%, P: 0.035% or less, Further, Al: 0.020 to 0.15%, Ti: 0.05 to 0.2%, 60 to 95% by volume of bainite, and further solid solution strengthened or precipitation strengthened ferrite or ferrite and martensite
  • a high-strength hot-rolled steel sheet having a structure including it and excellent in hole expansion workability with a fracture surface transition temperature of 0 ° C. or lower is described.
  • the technique described in Patent Document 2 after winding on a coil and cooling at a cooling rate of 50 ° C./h or more to 300 ° C. or less, diffusion of P to the grain boundary can be prevented, and the fracture surface transition temperature Is 0 ° C. or lower, and the toughness is improved and the hole expandability is improved.
  • the weight percentage is C: 0.18% or less, Si: 0.5 to 2.5%, Mn: 0.5 to 2.5%, P: 0.05% or less, S: 0.02% or less, Al: 0.01 to 0.1%, Ti: 0.02 to 0.5%, Nb: 0.02 to 1.0%, one or two In which C, Ti, and Nb satisfy a specific relationship, and are composed of ferrite and martensite in which Ti and Nb carbides are precipitated, or ferrite, martensite and residual austenite in which Ti and Nb carbides are precipitated
  • a low yield ratio high strength hot-rolled steel sheet having the following is described:
  • a high-density movable dislocation network is formed around the second phase and has a low yield ratio. Further, the presence of the second phase prevents the propagation of fatigue cracks, thereby preventing fatigue resistance. It is said that the characteristics will be improved.
  • JP 2009-84737 A Japanese Patent No. 3889766 Japanese Patent No. 3219820
  • the fatigue phenomenon of a thin steel sheet has a surface layer of up to several hundred ⁇ m. Since the state greatly affects the occurrence of fatigue cracks, the technique of Patent Document 1 has a problem that the fatigue characteristics of the thin steel sheet including the surface layer are not sufficiently evaluated.
  • Patent Document 2 it is said that hole enlargement workability is improved by preventing grain boundary segregation of P, but Patent Document 2 does not mention improvement of fatigue resistance, Therefore, it cannot be said that prevention of segregation of P to grain boundaries immediately contributes to improvement of fatigue resistance.
  • Patent Document 3 it is considered that the fatigue strength is improved by precipitation strengthening the ferrite phase and reducing the strength difference from the martensite phase.
  • the present invention is desirable because the plastic deformability and deformation behavior are different between the ferrite phase and the martensite phase, and the heterogeneous interface between the ferrite phase and the martensite phase tends to be the starting point of fatigue cracks. Fatigue resistance is not satisfied.
  • An object of the present invention is to provide a high-strength hot-rolled steel sheet excellent in fatigue resistance and a method for producing the same, which advantageously solves the above-described problems of the prior art.
  • excellent in fatigue resistance means, for example, a smooth test piece with a black skin that has not been subjected to scale removal of the surface layer, and has a stress ratio of 0.05 with a stress amplitude of ⁇ A tensile type axial tensile fatigue test is conducted, and the fatigue strength at 2 million cycles is 580 MPa or more.
  • the fatigue strength if the strength of a steel material (material) increases, the fatigue strength also increases. However, it has been found that in fatigue in a thin steel plate, the fatigue strength may decrease even if the base metal strength of the steel plate is increased. Therefore, the present inventors diligently studied various factors affecting the fatigue resistance characteristics of thin steel sheets. As a result, the fatigue phenomenon in thin steel sheets is that fatigue cracks occur in the surface layer of the steel sheet, the crack grows, propagates, and eventually breaks. It came to mind that the fatigue resistance was greatly affected.
  • the surface crack region from the surface to the thickness direction of 500 ⁇ m, in particular, from the surface to the thickness direction has been found that fatigue cracks are greatly affected by the surface roughness of the steel sheet and the microstructure of the steel sheet surface layer.
  • the microstructure of the fine bainite phase 50% or more, by utilizing the hot-scaling descaling and reducing the unevenness of the steel sheet surface as much as possible, the resistance to the occurrence of fatigue cracks, It was found that the fatigue crack initiation characteristics were improved and the fatigue crack propagation characteristics were also improved.
  • the inventors of the present invention have made the structure of the central portion of the steel sheet thickness a structure in which the fine bainite phase is 90% or more in area ratio, thereby maintaining fatigue strength cracks while maintaining a desired high strength. It was found that the propagation characteristics can also be improved.
  • the present invention has been completed based on such findings and further studies. That is, the gist of the present invention is as follows.
  • the cooling is started immediately, and the first stage cooling stop temperature is set to 550 to 6 as the first stage cooling. 10 ° C., the process of cooling from the finish rolling finish temperature to the cooling stop temperature of the first stage cooling at an average cooling rate of 25 ° C./s or more, and then the second stage cooling as the first stage cooling.
  • the cooling from the cooling stop temperature to the coiling temperature is cooled at an average cooling rate of 100 ° C./s or more, and two-stage cooling is performed, and the coiling temperature is 350 to 550 ° C.
  • the said steel raw material is further mass%, Cr: 0.01-0.2%, Mo: 0.005-0.2%, Cu: 0.005
  • a method for producing a high-strength hot-rolled steel sheet comprising one or more selected from 0.2 to 0.2% and Ni: 0.005 to 0.2%.
  • the steel material in addition to the composition, further includes, in mass%, Ca: 0.0005 to 0.03%, REM: 0.0005 to 0.03. %, 1 type or 2 types selected from among them.
  • a high-strength hot-rolled steel sheet having a tensile strength TS of 780 MPa or more and excellent fatigue resistance can be easily and inexpensively produced, and the industrially remarkable effect is achieved.
  • C 0.05 to 0.15%
  • C is an element that increases the strength of the steel sheet mainly through transformation strengthening and contributes to refinement of the bainite phase.
  • the content of 0.05% or more is required.
  • the content exceeding 0.15% reduces weldability. Therefore, C is limited to a range of 0.05 to 0.15%.
  • Si 0.2-1.2%
  • Si is an element that increases the strength of the steel sheet by solid solution strengthening and contributes to the improvement of the ductility of the steel sheet.
  • the content of 0.2% or more is required.
  • the content exceeding 1.2% reduces the surface property of the steel sheet and frequently uses descaling during hot rolling. Even so, it becomes difficult to suppress unevenness on the surface of the steel sheet.
  • Si was limited to the range of 0.2 to 1.2%.
  • the content is preferably 0.2 to 0.8%.
  • Mn 1.0 to 2.0%
  • Mn is an element that increases the strength of the steel sheet through solid solution strengthening and transformation strengthening. In order to exhibit such an effect, the content of 1.0% or more is required. On the other hand, if the content exceeds 2.0%, the center segregation becomes remarkable and various characteristics are remarkably deteriorated. For this reason, Mn was limited to the range of 1.0 to 2.0%. Note that the content is preferably 1.2 to 1.9%.
  • P 0.03% or less
  • P is an element that has the effect of increasing the strength of a steel sheet by solid solution, but it is easy to form an internal oxide layer on the steel sheet surface layer during hot-rolled steel sheet production, and fatigue cracks are generated and propagated. It is desirable to reduce as much as possible, but it is acceptable up to 0.03%. For this reason, P was limited to 0.03% or less. In addition, Preferably it is 0.02% or less.
  • S 0.0030% or less Since S forms sulfides and lowers the ductility and workability of the steel sheet, it is desirable to reduce it as much as possible, but 0.0030% is acceptable. For this reason, S was limited to 0.0030% or less. In addition, Preferably it is 0.0020% or less, More preferably, it is 0.0010% or less.
  • Al 0.005 to 0.10%
  • Al is an element that acts as a deoxidizer, and in order to exhibit such an effect, the content of 0.005% or more is required.
  • the content exceeds 0.10%, the oxide is remarkably increased, and the fatigue characteristics and various characteristics of the steel sheet are deteriorated.
  • Al was limited to the range of 0.005 to 0.10%.
  • the content is 0.015 to 0.06%.
  • N 0.006% or less N combines with a nitride-forming element, precipitates as a nitride, and contributes to refinement of crystal grains.
  • N content increases, coarse nitrides are formed, which causes a decrease in workability. For this reason, it is desirable to reduce N as much as possible, but it is acceptable up to 0.006%. For this reason, N was limited to 0.006% or less.
  • Ti 0.03-0.13%, Nb: 0.02-0.10%, V: 0.02-0.15%
  • Ti, Nb, V are All of them are elements that play a major role in the formation of bainite phase by forming carbonitrides and contributing to increase in strength through grain refinement and precipitation strengthening, as well as improving hardenability.
  • the content exceeds Ti: 0.13%, Nb: 0.10%, V: 0.15%, deformation resistance increases, the rolling load of hot rolling increases, and the load on the rolling mill increases.
  • Ti 0.03-0.13%
  • Nb 0.02-0.10%
  • V 0.02-0.15%
  • Ti is 0.05 to 0.12%
  • Nb is 0.02 to 0.07%
  • V is 0.02 to 0.10%.
  • the above-mentioned components are basic components.
  • Cr 0.01 to 0.2%
  • Mo 0.005 to 0.2%
  • Cu 0.0.
  • REM One or two selected from 0.0005 to 0.03% can be contained.
  • Cr 0.01 to 0.2%, Mo: 0.005 to 0.2%, Cu: 0.005 to 0.2%, Ni: 0.005 to 0.2%
  • Species or two or more types Cr, Mo, Cu, and Ni are all elements that have an effect of improving hardenability, particularly lowering the bainite transformation temperature and contributing to refinement of the bainite phase. It can select and can contain 1 type (s) or 2 or more types. In order to express such effects, it is necessary to contain Cr: 0.01% or more, Mo: 0.005% or more, Cu: 0.005% or more, Ni: 0.005% or more, respectively. . On the other hand, the content exceeding Cr: 0.2% reduces the corrosion resistance.
  • B 0.0002 to 0.003% B segregates at the grain boundaries and has the effect of increasing the grain boundary strength. Such an effect is manifested when the content is 0.0002% or more. However, if the content exceeds 0.003%, there is a concern of causing cracks in the weld. For this reason, when contained, B is preferably limited to a range of 0.0002 to 0.003%. More preferably, the content is 0.0002 to 0.0015%.
  • Ca 0.0005 to 0.03% and REM: 0.0005 to 0.03%. Both Ca and REM effectively act to control the form of sulfide. It is an element and can be selected and contained as necessary. Such effects are manifested when Ca: 0.0005% or more and REM: 0.0005% or more, respectively, but Ca: 0.03% or REM: 0.03% or more may be contained. , The effect is saturated and an effect commensurate with the content cannot be expected. For this reason, when it contains, it is preferable to limit to the range of Ca: 0.0005-0.03% and REM: 0.0005-0.03%, respectively. More preferably, Ca: 0.0005 to 0.005%, REM: 0.0005 to 0.005%. The balance other than the above components is Fe and inevitable impurities.
  • the surface layer portion has a structure having a fine bainite phase having an area ratio of 50% or more, and the plate thickness central portion has a structure having a bainite phase having an area ratio of 90% or more.
  • the structure of the surface layer portion is a fine structure having an area ratio of 50% or more and a bainite phase having an average particle diameter of 5 ⁇ m or less as a main phase.
  • the “surface layer portion” refers to a region from the surface to 500 ⁇ m in the plate thickness direction.
  • the surface layer portion is defined as a region from the surface to the thickness direction of 500 ⁇ m.
  • a fine bainite phase with an average particle diameter of 5 ⁇ m or less as the main phase in the surface layer structure, it is possible to suppress the occurrence of fatigue cracks while ensuring the desired high strength, and the fatigue resistance characteristics are improved.
  • the area ratio of the bainite phase in the surface layer portion is less than 50% or the average particle size of the bainite phase exceeds 5 ⁇ m, the ability to suppress the occurrence of fatigue cracks is significantly reduced.
  • it is 4 micrometers or less.
  • the term “bainite” used herein refers to bainite and bainitic ferrite other than polygonal ferrite, pearlite, martensite, carbide and the like.
  • the surface layer portion is the second phase except for “bainite” which is the main phase described above.
  • the second phase include martensite, pearlite, and residual ⁇ .
  • the area ratio of the second phase is preferably 20% or less.
  • the structure in the central part of the plate thickness is a main phase having a fine bainite phase with an area ratio of 90% or more and an average particle diameter of 4 ⁇ m or less.
  • the “plate thickness central portion” refers to a range from a 1/4 position to a 3/4 position of the plate thickness.
  • the fine bainite phase having an average particle size of 4 ⁇ m or less As the fraction of the bainite phase increases and the bainite phase becomes finer, the yield strength increases, the plastic zone at the crack tip becomes smaller, and the propagation of fatigue cracks can be delayed.
  • the fine bainite phase is less than 90% in area ratio, or when the average particle size of the bainite phase exceeds 4 ⁇ m, the ability to suppress fatigue crack propagation is significantly reduced.
  • the average particle diameter of a bainite phase is 3.5 micrometers or less, and the area ratio of a bainite phase is 95% or more.
  • examples of the second phase other than the main phase include martensite phase, pearlite, and residual ⁇ phase.
  • the fraction of the second phase is preferably less than 10% in terms of area ratio from the viewpoint of suppressing fatigue crack growth.
  • a single phase having only a fine bainite phase as a main phase can be obtained.
  • the steel material having the above composition is heated and subjected to hot rolling consisting of rough rolling and finish rolling to obtain a hot rolled steel sheet.
  • the method for producing the steel material is not particularly limited, and there is a conventional method in which molten steel having the above composition is melted in a converter or the like and is made into a steel material such as a slab by a casting method such as a continuous casting method. Either can be applied. It should be noted that there is no problem even if the ingot-making method is used.
  • Heating temperature 1100 ⁇ 1250 °C
  • the heating temperature is an important factor in forming a fine bainite phase in the surface layer portion, and is a temperature in the range of 1100 to 1250 ° C.
  • the heating temperature is less than 1100 ° C.
  • remelting of the carbonitride precipitated in the steel material becomes insufficient, and the desired alloy element-containing effect cannot be expressed.
  • the austenite grains on the surface of the steel material are particularly coarsened, and consequently the bainite phase on the surface layer is also coarsened.
  • a low melting point eutectic oxide containing Si is formed in the scale, and it penetrates into the steel sheet surface layer through the grain boundary, and facilitates the generation and propagation of fatigue cracks.
  • the heating temperature of the steel material was limited to the range of 1100 to 1250 ° C.
  • the heated steel material is subjected to hot rolling consisting of rough rolling and finish rolling to obtain a hot rolled steel sheet having a desired dimensional shape.
  • Rolling ratio in rough rolling 80% or more In rough rolling, the rolling ratio is 80% or more in order to obtain the desired surface texture of the steel sheet.
  • the rolling reduction is calculated by ⁇ (slab thickness) ⁇ (coarse bar thickness) ⁇ / (slab thickness) ⁇ 100 (%). More preferably, it is 85% or more.
  • the grain boundary oxide and granular oxide formed in the heating furnace are stretched, and the surface properties such as the surface irregularities of the final steel sheet contribute to the suppression of the occurrence of fatigue cracks. It can be a property.
  • descaling is preferably performed before rough rolling or finish rolling or during rolling between stands.
  • Finishing rolling finish temperature 800 ⁇ 950 °C
  • finish rolling finish temperature 800 ⁇ 950 °C
  • finish rolling finish temperature 800 ⁇ 950 °C
  • the finish rolling finish temperature is less than 800 ° C.
  • the rolling is performed at a two-phase region temperature, so that a coarse work structure remains on the surface layer of the steel sheet, so that the fatigue resistance is deteriorated.
  • the finish rolling finish temperature is higher than 950 ° C., the austenite grains become too coarse, and the surface layer structure of the finally obtained steel sheet becomes a coarse bainite phase, which deteriorates fatigue resistance.
  • the finish rolling finish temperature is limited to a range of 800 to 950 ° C.
  • the temperature is preferably 830 to 920 ° C.
  • finish rolling finish temperature shall be represented by surface temperature.
  • first stage cooling Immediately after finishing rolling, cooling is started preferably within 1.5 s, and two-stage cooling comprising first-stage cooling and second-stage cooling is performed.
  • first stage cooling the first stage cooling stop temperature is 550 to 610 ° C.
  • the cooling from the finish rolling end temperature to the first stage cooling stop temperature is performed at an average cooling rate of 25 ° C./s or more.
  • second stage cooling the temperature from the cooling stop temperature to the coiling temperature is cooled at an average cooling rate of 100 ° C./s or more, and wound in a coil shape.
  • the display temperature means the surface temperature.
  • the cooling rate is less than 25 ° C./s, pro-eutectoid ferrite is precipitated, A desired structure having a bainite phase as a main phase cannot be secured.
  • the average cooling rate from the finish rolling finish temperature to the cooling stop temperature of the first stage cooling was limited to 25 ° C./s or more.
  • the upper limit of the cooling rate in the first stage cooling does not need to be specified. However, if it is attempted to increase the cooling rate beyond 300 ° C./s, the manufacturing cost becomes very high. Is preferred.
  • the cooling stop temperature in the first stage cooling is 550 to 610 ° C.
  • the cooling stop temperature is less than 550 ° C. or exceeds 610 ° C., it is difficult to secure a desired structure. For this reason, in the first-stage cooling, the cooling stop temperature is limited to a range of 550 to 610 ° C.
  • Average cooling rate from the first stage cooling stop temperature to the coiling temperature 100 ° C./s or more
  • transformation from austenite to bainite occurs in this temperature range. Cooling in this temperature range is important for securing a desired fine bainite structure.
  • a fine bainite structure can be formed in the surface layer portion and the central portion of the plate thickness by setting the cooling rate in the second stage cooling to rapid cooling of 100 ° C./s or more.
  • the average cooling rate is less than 100 ° C./s, the structure becomes coarse during cooling, so that a fine bainite phase having an average particle size of 5 ⁇ m or less at the surface layer portion and an average particle size of 4 ⁇ m or less at the center portion of the plate thickness is obtained.
  • the average cooling rate in the second stage cooling was limited to 100 ° C./s or more.
  • the upper limit of the cooling rate in the second stage cooling does not need to be specified, but if it is attempted to increase beyond 350 ° C./s, the manufacturing cost becomes very high, so that it should be about 350 ° C./s. Is preferred.
  • Winding temperature 350 ⁇ 550 °C
  • the coiling temperature is less than 350 ° C.
  • a hard martensite phase is formed, a desired structure cannot be secured, fatigue resistance is lowered, and required formability is not satisfied.
  • the coiling temperature is higher than 550 ° C.
  • a pearlite phase may be formed, and the fatigue resistance is deteriorated.
  • the coiling temperature is limited to a range of 350 to 550 ° C.
  • it is 500 degrees C or less, More preferably, it is 450 degrees C or less.
  • the scale formed on the surface may be removed by pickling according to a conventional method.
  • the hot-rolled sheet may be subjected to temper rolling, plating treatment such as hot dip galvanization, electroplating, chemical conversion treatment, and the like after the pickling treatment.
  • the present invention can be expected to have a further effect when applied to a hot-rolled steel sheet having a thickness of more than 4 mm.
  • Molten steel having the composition shown in Table 1 was melted in a converter and a steel slab (steel material) was produced by a continuous casting method. These steel slabs are heated under the conditions shown in Table 2 and subjected to hot rolling consisting of rough rolling and finish rolling. After finishing rolling, the steel slabs are cooled under the conditions shown in Table 2 and at the winding temperature shown in Table 2. Winding and a hot-rolled steel sheet having the thickness shown in Table 2 were obtained. After finishing rolling, cooling was started within 1.5 seconds. Here, in the first stage cooling, the average cooling rate from the finish rolling finish temperature to the cooling stop temperature is shown. In the second-stage cooling, the average cooling rate from the first-stage cooling stop temperature to the winding temperature is shown.
  • test piece was collected and subjected to a structure observation, a tensile test, and a fatigue test to evaluate strength and fatigue resistance characteristics.
  • the test method is as follows. (1) Structure observation From the obtained hot-rolled steel sheet, a structure observation specimen was collected, the plate thickness section parallel to the rolling direction was polished, corroded with 3% nital solution, and the structure was revealed. About the central part of the plate thickness, the structure is observed with a scanning electron microscope (magnification: 3000 times), imaged with 5 fields of view or more, and the texture fraction of each phase and the average particle size of the bainite phase are calculated by image processing. did.
  • the first image was imaged at a position excluding the range of depth of 50 ⁇ m from the outermost surface, and imaged at an interval of 50 ⁇ m from that position.
  • a total of 5 images were taken at each of the positions 2/8, 3/8, 4/8, 5/8, and 6/8 of the plate thickness in the plate thickness direction.
  • the average grain size is drawn on the photographed tissue photograph at 45 ° in the plate thickness direction so as to intersect a straight line with a length of 80 mm at right angles, and the length of each slice is measured for each grain.
  • the arithmetic average of the section length was calculated, and the obtained average value was taken as the average grain size of the bainite phase of the steel sheet.
  • the surface layer portion refers to a region from the surface to 500 ⁇ m in the plate thickness direction
  • the plate thickness central portion refers to a region in the plate thickness direction from a 1/4 position to a 3/4 position of the plate thickness.
  • test piece (GL: 50 mm) was sampled from the obtained hot-rolled steel sheet so that the tensile direction was perpendicular to the rolling direction, and the tensile test was conducted in accordance with JIS Z 2241.
  • the tensile properties (yield strength (yield point) YP, tensile strength TS, elongation El) were determined.
  • (3) Fatigue test From the obtained hot-rolled steel sheet as it is, a smooth test piece having the dimensions shown in FIG. 1 was taken so that the longitudinal direction of the test piece was perpendicular to the rolling direction, and axial tensile fatigue was obtained. The test was conducted.
  • the load stress amplitude was changed in six stages, the stress cycle until fracture was measured, the SN curve was determined, and the fatigue strength (stress amplitude value) at 2 million cycles was determined.
  • All examples of the present invention are high-strength hot-rolled steel sheets having both high strength of tensile strength TS: 780 MPa or more and excellent fatigue resistance with fatigue strength of 580 MPa or more at 2 million cycles.
  • TS tensile strength
  • TS tensile strength
  • fatigue resistance with fatigue strength of 580 MPa or more at 2 million cycles.
  • either the strength or the fatigue resistance property or both cannot satisfy the desired property.

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Abstract

　本発明は、質量％で、Ｃ：０．０５～０．１５％、Ｓｉ：０．２～１．２％、Ｍｎ：１．０～２．０％、Ａｌ：０．００５～０．１０％、Ｎ：０．００６％以下を含み、さらに、Ｔｉ：０．０３～０．１３％、Ｎｂ：０．０２～０．１０％、Ｖ：０．０２～０．１５％のうちの１種または２種以上を含有する組成と、表面から板厚方向に５００μｍまでの表層部が、面積率で５０％以上のベイナイト相を有し、該ベイナイト相の平均粒径が５μｍ以下である組織を有し、板厚の１／４位置～３／４位置の範囲の板厚中央部が、面積率で９０％以上のベイナイト相を有し、該ベイナイト相の平均粒径が４μｍ以下である組織を有し、引張強さＴＳが７８０ＭＰａ以上であることを特徴とする耐疲労特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法を提供するものである。

Description

耐疲労特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
　本発明は、自動車の足回り部品、構造部品、骨格、あるいはトラックのフレーム等の素材として好適な、高強度熱延鋼板に係り、とくに耐疲労特性の向上に関する。なお、ここでいう「高強度」とは、引張強さＴＳが７８０ＭＰａ以上である場合をいうものとする。
　近年、地球環境の保全という観点から、排気ガス規制が強化されている。このような趨勢から、とくに自動車の燃費向上が強く要望されている。このような要望に対し、自動車車体の軽量化が指向され、素材の高張力化による部品の薄肉化が急速に進められている。このような自動車部品用素材の高強度化に伴い、素材の加工性向上、さらには、部品薄肉化を補償するために疲労強度の増加が要望されている。
　このような要望に対し、例えば、特許文献１には、質量％で、Ｃ：０．０１~０．１０％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：０．５~２．５％を含み、さらにＶ：０．０１~０．３０％、Ｎｂ：０．０１~０．３０％、Ｔｉ：０．０１~０．３０％、Ｍｏ：０．０１~０．３０％、Ｚｒ：０．０１~０．３０％、Ｗ：０．０１~０．３０％の１種または２種以上を合計で０．５以下含む組成と、ベイナイト分率が８０％以上で、析出物の平均粒径ｒが、析出物を構成する元素の平均原子量比の特定式で得られる値以上であり、平均粒径ｒと析出物分率ｆとの比ｒ／ｆが１２０００以下を満足する、耐疲労特性及び伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板が記載されている。特許文献１に記載された技術では、ベイナイト主体の組織とし、ベイナイトをＮｂ、Ｖ、Ｔｉなどの炭化物で析出強化することにより、強度を向上させるとともに、伸びフランジ性を高め、さらに析出物サイズを適度に粗大化することにより、高い疲労強度を確保できるとしている。析出物サイズを適度に粗大化するためには、巻取り後に、５℃／ｈ以下の冷却速度で２０ｈ以上保持する処理を行うことが好ましいとしている。
　また、特許文献２には、質量％で、Ｃ：０．０５~０．１５％、Ｓｉ：１．５０％以下、Ｍｎ：０．５~２．５％、Ｐ：０．０３５％以下、さらにＡｌ：０．０２０~０．１５％、Ｔｉ：０．０５~０．２％を含み、６０~９５体積％のベイナイトと、さらに固溶強化あるいは析出強化されたフェライトまたはフェライトとマルテンサイトを含む組織を有し、破面遷移温度が０℃以下となる穴拡げ加工性に優れた高強度熱延鋼板が記載されている。特許文献２に記載された技術では、コイルに巻き取った後、３００℃以下まで５０℃／ｈ以上の冷却速度で冷却することにより、粒界へのＰの拡散を防止でき、破面遷移温度が０℃以下となり靭性が向上し、穴拡げ性が向上するとしている。
　また、特許文献３には、重量％で、Ｃ：０．１８％以下、Ｓｉ：０．５~２．５％、Ｍｎ：０．５~２．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０１~０．１％を含み、Ｔｉ：０．０２~０．５％、Ｎｂ：０．０２~１．０％のいずれか１種または２種を、ＣとＴｉ、Ｎｂが特定の関係を満足するように含み、Ｔｉ、Ｎｂの炭化物が析出したフェライトとマルテンサイト、またはＴｉ、Ｎｂの炭化物が析出したフェライトとマルテンサイトおよび残留オーステナイトからなる組織を有する低降伏比高強度熱延鋼板が記載されている。特許文献３に記載された技術では、第二相の周辺に高密度の可動転位網が形成され低降伏比を有し、さらに、第二相の存在により疲労亀裂の伝播が阻止され、耐疲労特性が向上するとしている。
特開２００９−８４６３７号公報 特許第３８８９７６６号公報 特許第３２１９８２０号公報
　しかしながら、特許文献１に記載された技術では、適度に粗大化させた析出物による析出強化で所望の高強度を確保しているため、微細な析出物による強化を利用する場合に比べて、高価な合金元素を多量に含有させる必要があり、材料コストが高騰するという問題がある。また、特許文献１に記載された技術では、析出物を適度に粗大化させるために、５００℃以上という高温の巻取温度を採用している。そのため、巻取温度が高温となると、巻取り時に鋼板表層に内部酸化層が形成され、表層近傍の結晶粒界が脆くなり、疲労亀裂の発生さらには伝播を促進するという問題がある。なお、特許文献１に記載された技術では、表裏面を０．５ｍｍずつ研削した疲労試験片を利用して、耐疲労特性を評価しており、とくに薄鋼板の疲労現象は数１００μｍまでの表層状態が疲労亀裂発生に大きく影響することから特許文献１の技術では表層を含む薄鋼板の疲労特性を十分には評価していないという問題がある。
　また、特許文献２に記載された技術では、Ｐの粒界偏析を防止することにより、穴拡げ加工性が向上するとしているが、特許文献２には耐疲労特性向上についての言及はなく、また、Ｐの粒界への偏析防止が、直ちに耐疲労特性の向上に寄与するとも、必ずしも言えない。
　また、特許文献３に記載された技術では、フェライト相を析出強化し、マルテンサイト相との強度差を低減することで耐疲労特性の向上を狙ったものと考えられる。しかし、フェライト相とマルテンサイト相とで、塑性変形能、変形挙動が異なり、さらに、フェライト相とマルテンサイト相との異相界面が疲労亀裂の発生起点となりやすいことなどのため、本発明が所望する耐疲労特性は満足しない。
　本発明は、上記した従来技術の問題を有利に解決し、耐疲労特性に優れた高強度熱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。なお、ここでいう「耐疲労特性に優れた」とは、例えば、表層のスケール除去を行っていない、黒皮ままの平滑試験片を用い、応力比：０．０５の応力振幅で、引張−引張型の軸引張疲労試験を行い、２００万サイクルでの疲労強度が５８０ＭＰａ以上となる場合をいうものとする。
　一般に、鋼材（素材）の強度が増加すれば、疲労強度も高くなることが知られている。しかし、薄鋼板における疲労では、鋼板の母材強度を高くしても、疲労強度が低下する場合があることを知見した。そこで、本発明者らは、薄鋼板の耐疲労特性に及ぼす各種要因について鋭意研究した。その結果、薄鋼板における疲労現象は、鋼板の表層に疲労亀裂が発生し、その亀裂が成長し、伝播して、最後的に破断に至る場合がほとんどであり、鋼板表層の性状が薄鋼板の耐疲労特性に大きく影響していることに思い至った。すなわち、とくに疲労亀裂の発生には、鋼板表面の凹凸や、鋼板表層のミクロ組織等の鋼板表層の性状が大きく影響していることを知見し、とくに表面から板厚方向に５００μｍまでの表層領域の組織を、微細なベイナイト相が５０％以上となる組織とするとともに、熱間圧延のデスケーリングを活用し、鋼板表面の凹凸を極力低減することにより、疲労亀裂の発生に対する抵抗力、すなわち耐疲労亀裂発生特性が改善され、さらには耐疲労亀裂伝播特性も改善されるという知見を得た。
　またさらに、本発明者らは、鋼板の板厚中央部の組織を、微細なベイナイト相が面積率で９０％以上となる組織とすることにより、所望の高強度を維持しつつ、疲労亀裂の伝播特性をも改善できることを知見した。
　本発明は、斯かる知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨はつぎのとおりである。
　（１）質量％で、Ｃ：０．０５~０．１５％、Ｓｉ：０．２~１．２％、Ｍｎ：１．０~２．０％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００３０％以下、Ａｌ：０．００５~０．１０％、Ｎ：０．００６％以下を含み、さらに、Ｔｉ：０．０３~０．１３％、Ｎｂ：０．０２~０．１０％、Ｖ：０．０２~０．１５％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成と、表面から板厚方向に５００μｍまでの表層部が、面積率で５０％以上のベイナイト相を有し、該ベイナイト相の平均粒径が５μｍ以下である組織を有し、板厚の１／４位置~３／４位置の範囲の板厚中央部が、面積率で９０％以上のベイナイト相を有し、該ベイナイト相の平均粒径が４μｍ以下である組織を有し、引張強さＴＳが７８０ＭＰａ以上であることを特徴とする耐疲労特性に優れた高強度熱延鋼板。
　（２）（１）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｃｒ：０．０１~０．２％、Ｍｏ：０．００５~０．２％、Ｃｕ：０．００５~０．２％、Ｎｉ：０．００５~０．２％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする高強度熱延鋼板。
　（３）（１）または（２）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｂ：０．０００２~０．００３％を含有することを特徴とする高強度熱延鋼板。
　（４）（１）ないし（３）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｃａ：０．０００５~０．０３％、ＲＥＭ：０．０００５~０．０３％のうちから選ばれた１種または２種を含有することを特徴とする高強度熱延鋼板。
　（５）質量％で、Ｃ：０．０５~０．１５％、Ｓｉ：０．２~１．２％、Ｍｎ：１．０~２．０％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００３０％以下、Ａｌ：０．００５~０．１０％、Ｎ：０．００６％以下を含み、さらに、Ｔｉ：０．０３~０．１３％、Ｎｂ：０．０２~０．１０％、Ｖ：０．０２~０．１５％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材を、１１００~１２５０℃に加熱し、粗圧延と仕上圧延からなる熱間圧延を施し熱延鋼板とするに当たり、前記粗圧延での圧下率を８０％以上とし、前記仕上圧延の仕上圧延終了温度を８００~９５０℃の範囲の温度として、該仕上圧延を終了した後、直ちに冷却を開始し、第一段の冷却として、第一段の冷却停止温度を５５０~６１０℃とし、前記仕上圧延終了温度から第一段の冷却の冷却停止温度までを、平均冷却速度：２５℃／ｓ以上で冷却する処理と、ついで、第二段の冷却として、前記第一段の冷却の冷却停止温度から巻取温度までを、平均冷却速度：１００℃／ｓ以上で冷却する処理と、からなる二段階の冷却を施し、巻取温度：３５０~５５０℃で巻き取ることを特徴とする耐疲労特性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
　（６）（５）において、前記鋼素材が前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｃｒ：０．０１~０．２％、Ｍｏ：０．００５~０．２％、Ｃｕ：０．００５~０．２％、Ｎｉ：０．００５~０．２％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする高強度熱延鋼板の製造方法。
　（７）（５）または（６）において、前記鋼素材が前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｂ：０．０００２~０．００３％を含有することを特徴とする高強度熱延鋼板の製造方法。
　（８）（５）ないし（７）のいずれかにおいて、前記鋼素材が前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｃａ：０．０００５~０．０３％、ＲＥＭ：０．０００５~０．０３％のうちから選ばれた１種または２種を含有することを特徴とする高強度熱延鋼板の製造方法。
　本発明によれば、引張強さＴＳが７８０ＭＰａ以上で、かつ耐疲労特性に優れた高強度熱延鋼板を容易にかつ安価に製造でき、産業上格段の効果を奏する。また、本発明によれば、自動車車体の軽量化、さらには、各種産業機械部品の薄肉化、軽量化に大きく寄与するという効果もある。
実施例で使用した疲労試験片の寸法形状を模式的に示す説明図である。
　まず本発明鋼板の組成限定理由について説明する。なお、とくに断わらないかぎり、質量％は単に％で記す。
　Ｃ：０．０５~０．１５％
　Ｃは、主に変態強化を介して、鋼板強度を増加させるとともに、ベイナイト相の微細化にも寄与する元素である。このような効果を発現させるためには０．０５％以上の含有を必要とする。一方、０．１５％を超える含有は、溶接性を低下させる。このため、Ｃは０．０５~０．１５％の範囲に限定した。なお、好ましくは０．０７％超０．１１％以下である。
　Ｓｉ：０．２~１．２％
　Ｓｉは、固溶強化により鋼板強度を増加させるとともに、鋼板の延性向上にも寄与する元素である。このような効果を発現させるためには、０．２％以上の含有を必要とする、一方、１．２％を超える含有は、鋼板表面性状を低下させ、熱間圧延時のデスケーリングを多用しても鋼板表面の凹凸を抑制することが難しくなる。このため、Ｓｉは０．２~１．２％の範囲に限定した。なお、好ましくは０．２~０．８％である。
　Ｍｎ：１．０~２．０％
　Ｍｎは、固溶強化および変態強化を介して、鋼板強度を増加させる元素である。このような効果を発現させるためには１．０％以上の含有を必要とする。一方、２．０％を超える含有は、中心偏析が著しくなり、各種特性が著しく低下する。このため、Ｍｎは１．０~２．０％の範囲に限定した。なお、好ましくは１．２~１．９％である。
　Ｐ：０．０３％以下
　Ｐは、固溶して鋼板の強度を増加させる作用を有する元素であるが、熱延鋼板製造時に鋼板表層に内部酸化層を形成しやすく、疲労亀裂の発生、伝播に悪影響を及ぼすことが懸念され、できるだけ低減することが望ましいが、０．０３％までは許容できる。このため、Ｐは０．０３％以下に限定した。なお、好ましくは０．０２％以下である。
　Ｓ：０．００３０％以下
　Ｓは、硫化物を形成し、鋼板の延性、加工性を低下させるため、極力低減することが望ましいが、０．００３０％までは許容できる。このため、Ｓは０．００３０％以下に限定した。なお、好ましくは０．００２０％以下、さらに好ましくは０．００１０％以下である。
　Ａｌ：０．００５~０．１０％
　Ａｌは、脱酸剤として作用する元素であり、このような効果を発現するためには０．００５％以上の含有を必要とする。一方、０．１０％を超えて含有すると、酸化物が著しく増加し、鋼板の疲労特性や各種特性が低下する。このため、Ａｌは０．００５~０．１０％の範囲に限定した。なお、好ましくは０．０１５~０．０６％である。
　Ｎ：０．００６％以下
　Ｎは、窒化物形成元素と結合し、窒化物として析出し、結晶粒の微細化に寄与する。しかし、Ｎ含有量が多くなると、粗大な窒化物を形成し、加工性低下の原因となる。このため、Ｎはできるだけ低減することが望ましいが、０．００６％までは許容できる。このため、Ｎは０．００６％以下に限定した。なお、好ましくは０．００５％以下、さらに好ましくは０．００４％以下である。
　Ｔｉ：０．０３~０．１３％、Ｎｂ：０．０２~０．１０％、Ｖ：０．０２~０．１５％のうちから選ばれた１種または２種以上
　Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖはいずれも、炭窒化物を形成し結晶粒の微細化、さらには析出強化を介して強度増加に寄与するとともに、焼入れ性の向上にも寄与し、ベイナイト相の形成に大きな役割を果す元素であり、選択して少なくとも１種を含有する。このような効果を発現させるためには、それぞれ、Ｔｉ：０．０３％以上、Ｎｂ：０．０２％以上、Ｖ：０．０２％以上の含有を必要とする。一方、Ｔｉ：０．１３％、Ｎｂ：０．１０％、Ｖ：０．１５％を、それぞれ超える含有は、変形抵抗が増加し、熱間圧延の圧延荷重が増大し圧延機への負荷が大きくなりすぎて圧延操業そのものが困難になる。また、上記した値を超える含有は、粗大な析出物を形成し、疲労特性やその他の各種特性を低下させる。このため含有する場合には、それぞれ、Ｔｉ：０．０３~０．１３％、Ｎｂ：０．０２~０．１０％、Ｖ：０．０２~０．１５％の範囲に限定した。なお、好ましくはＴｉ：０．０５~０．１２％、Ｎｂ：０．０２~０．０７％、Ｖ：０．０２~０．１０％である。
　上記した成分が基本の成分であるが、これら基本の組成に加えてさらに、選択元素として、Ｃｒ：０．０１~０．２％、Ｍｏ：０．００５~０．２％、Ｃｕ：０．００５~０．２％、Ｎｉ：０．００５~０．２％のうちから選ばれた１種または２種以上、および／または、Ｂ：０．０００２~０．００３％、および／または、Ｃａ：０．０００５~０．０３％、ＲＥＭ：０．０００５~０．０３％のうちから選ばれた１種または２種、を含有できる。
　Ｃｒ：０．０１~０．２％、Ｍｏ：０．００５~０．２％、Ｃｕ：０．００５~０．２％、Ｎｉ：０．００５~０．２％のうちから選ばれた１種または２種以上
　Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉはいずれも、焼入れ性を向上させる作用を有し、とくにベイナイト変態温度を低下させ、ベイナイト相の微細化に寄与する元素であり、必要に応じて選択して、１種または２種以上含有できる。このような効果を発現させるためには、それぞれ、Ｃｒ：０．０１％以上、Ｍｏ：０．００５％以上、Ｃｕ：０．００５％以上、Ｎｉ：０．００５％以上の含有を必要とする。一方、Ｃｒ：０．２％を超える含有は耐食性を低下させる。また、Ｍｏ：０．２％を超えて含有しても、効果が飽和して含有量に見合う効果を期待できず、経済的に不利となる。また、Ｃｕ：０．２％、Ｎｉ：０．２％をそれぞれ、超える含有は、熱間圧延中に表面疵を発生させたり、鋼板表面にＣｕやＮｉの濃化層が残存するようになり、疲労亀裂の発生を助長しやすくなる。このようなことから、含有する場合にはそれぞれ、Ｃｒ：０．０１~０．２％、Ｍｏ：０．００５~０．２％、Ｃｕ：０．００５~０．２％、Ｎｉ：０．００５~０．２％に限定することが好ましい。なお、より好ましくはＣｒ：０．０１~０．１％、Ｍｏ：０．００５~０．１％、Ｃｕ：０．００５~０．１％、Ｎｉ：０．００５~０．１％である。
　Ｂ：０．０００２~０．００３％
　Ｂは、粒界に偏析し、粒界強度を増加させる作用を有する。このような効果は０．０００２％以上の含有で発現するが、０．００３％を超える含有は、溶接部に割れを発生させる懸念がある。このため、含有する場合には、Ｂは０．０００２~０．００３％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．０００２~０．００１５％である。
　Ｃａ：０．０００５~０．０３％、ＲＥＭ：０．０００５~０．０３％のうちから選ばれた１種または２種
　Ｃａ、ＲＥＭは、いずれも、硫化物の形態制御に有効に作用する元素であり、必要に応じて選択して含有できる。このような効果は、それぞれＣａ：０．０００５％以上、ＲＥＭ：０．０００５％以上の含有で発現するが、Ｃａ：０．０３％、ＲＥＭ：０．０３％をそれぞれ超えて含有しても、効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できなくなる。このため、含有する場合には、それぞれ、Ｃａ：０．０００５~０．０３％、ＲＥＭ：０．０００５~０．０３％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくはＣａ：０．０００５~０．００５％、ＲＥＭ：０．０００５~０．００５％である。
　上記した成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。
　つぎに、本発明熱延鋼板の組織限定理由について説明する。
　本発明熱延鋼板では、表層部が、面積率で５０％以上の微細なベイナイト相を有する組織で、板厚中央部が、面積率で９０％以上のベイナイト相を有する組織を、有する。
　薄鋼板の疲労特性では、表層部の性状が疲労特性を支配する重要な要因となる。そこで、本発明熱延鋼板では、表層部の組織を、面積率で５０％以上の微細な、平均粒径で５μｍ以下のベイナイト相を主相とする組織とする。ここで「表層部」とは、表面から板厚方向に５００μｍまでの領域をいう。表層部を、表面から板厚方向に５００μｍまでの領域としたのは、疲労亀裂長さが０．５ｍｍを超えて大きくなると、疲労亀裂の伝播は、主に力学的要因で決定され、鋼板組織の影響が小さくなるためである。
　表層部の組織を、平均粒径が５μｍ以下の微細なベイナイト相を主相とすることにより、所望の高強度を確保しながら、疲労亀裂の発生抑制が可能となり、耐疲労特性が向上する。表層部のベイナイト相の面積率が５０％未満、あるいはベイナイト相の平均粒径が５μｍを超えて大きくなると、疲労亀裂の発生抑制能が顕著に低下する。なお、好ましくは４μｍ以下である。また、ここでいう「ベイナイト」とは、ポリゴナルフェライト、パーライト、マルテンサイト、炭化物等以外の、ベイナイト、ベイニティックフェライトをいう。
　なお、表層部では、上記した、主相である「ベイナイト」以外は、第二相である。第二相としては、マルテンサイト、パーライト、残留γなどが例示できる。また、疲労き裂発生抑制の観点から、第二相の面積率は、２０％以下とすることが好ましい。
　また、本発明熱延鋼板では、板厚中央部の組織を、主相として、面積率で９０％以上の微細な、平均粒径で４μｍ以下のベイナイト相を有する組織とする。ここで、「板厚中央部」とは、板厚の１／４位置~３／４位置の範囲をいうものとする。
　板厚中央部の組織を、平均粒径が４μｍ以下の微細なベイナイト相を主相とすることにより、所望の高強度を確保しつつ、疲労亀裂の伝播を抑制することができる。ベイナイト相の分率が増加するほど、また、ベイナイト相が微細になるほど、降伏強さが増加し、亀裂先端の塑性域が小さくなり、疲労亀裂の伝播を遅らせることができる。微細なベイナイト相が面積率で、９０％未満、あるいはベイナイト相の平均粒径が４μｍを超えて大きくなると、疲労亀裂の伝播抑制能が顕著に低下する。なお、好ましくは、ベイナイト相の平均粒径は３．５μｍ以下で、ベイナイト相の面積率は９５％以上である。
　なお、板厚中央部では、上記した主相以外の第二相は、マルテンサイト相、パーライト、残留γ相などが例示できる。また、第二相の分率は、疲労き裂進展抑制の観点から面積率で１０％未満とすることが好ましい。なお、板厚中央部では、主相である微細なベイナイト相のみの単相とすることができる。
　つぎに、本発明熱延鋼板の好ましい製造方法について説明する。上記した組成の鋼素材を、加熱し、粗圧延と仕上圧延からなる熱間圧延を施し熱延鋼板とする。鋼素材の製造方法は、とくに限定する必要はなく、上記した組成を有する溶鋼を、転炉等で溶製し、連続鋳造法等の鋳造方法によりスラブ等の鋼素材とする、常用の方法がいずれも適用できる。なお、造塊−分塊方法を用いてもなんら問題はない。
　加熱温度：１１００~１２５０℃
　鋼素材を、まず、加熱する。本発明では、加熱温度は、表層部の微細なベイナイト相を形成するうえで、重要な要因であり、１１００~１２５０℃の範囲の温度とする。加熱温度が１１００℃未満では、鋼素材中に析出した炭窒化物の再溶解が不十分となり、所望の合金元素含有の効果を発現できなくなる。一方、１２５０℃を超える高温の加熱では、とくに鋼素材表層のオーステナイト粒が粗大化し、そのため、最終的に表層のベイナイト相も粗大化する。また、このような高温加熱では、スケール中にＳｉを含む低融点共晶酸化物が形成され、それが粒界を介して鋼板表層に侵入して、疲労亀裂発生、伝播を助長しやすくなる。このようなことから、鋼素材の加熱温度は１１００~１２５０℃の範囲に限定した。
　加熱された鋼素材に、粗圧延と仕上圧延からなる熱間圧延を施し、所望の寸法形状の熱延鋼板とする。
　粗圧延での圧下率：８０％以上
　粗圧延では、最終的な鋼板の表面性状を所望の表面性状とするために、圧下率を８０％以上とする。なお、圧下率は、｛（スラブ厚さ）−（粗バー厚さ）｝／（スラブ厚さ）×１００（％）で算出するものとする。より好ましくは８５％以上である。
　粗圧延の圧下率を増加すると、加熱炉中で形成された粒界酸化物、粒状酸化物が引き伸ばされ、最終的な鋼板の表面凹凸などの表面性状を、疲労亀裂の発生抑制に寄与する表面性状とすることができる。なお、粗圧延や仕上圧延の前、あるいはスタンド間の圧延途中で、デスケーリングを行うことが好ましい。
　仕上圧延終了温度：８００~９５０℃
　粗圧延後、仕上圧延を行うが、仕上圧延は仕上圧延終了温度：８００~９５０℃とする圧延とする。仕上圧延終了温度が８００℃未満では、圧延が二相域温度で行われるため、鋼板表層に粗大な加工組織が残存し、そのため耐疲労特性が低下する。一方、仕上圧延終了温度が９５０℃を超えて高くなると、オーステナイト粒が粗大となりすぎて、最終的に得られる鋼板の表層組織が粗大なベイナイト相となり、耐疲労特性が低下する。このため、仕上圧延終了温度８００~９５０℃の範囲に限定した。なお、好ましくは８３０~９２０℃である。ここでは、仕上圧延終了温度は、表面温度で表すものとする。
　仕上圧延を終了した後、直ちに、好ましくは１．５ｓ以内に冷却を開始し、第一段の冷却と第二段の冷却からなる二段階の冷却を施す。第一段の冷却では、第一段の冷却停止温度を５５０~６１０℃とし、仕上圧延終了温度から第一段の冷却の冷却停止温度までを、平均冷却速度：２５℃／ｓ以上で冷却し、第二段の冷却では、該冷却停止温度から巻取温度までを、平均冷却速度：１００℃／ｓ以上で冷却し、コイル状に巻き取る。なお、表示温度は表面温度を意味する。
　仕上圧延終了温度から５５０~６１０℃の冷却停止温度までの平均冷却速度：２５℃／ｓ以上
　冷却速度が２５℃／ｓ未満では、初析フェライトが析出して、表層および板厚中央部で、ベイナイト相を主相とする所望の組織を確保することができない。このため、第一段の冷却では、仕上圧延終了温度から第一段の冷却の冷却停止温度までの平均冷却速度を２５℃／ｓ以上に限定した。なお、第一段の冷却における冷却速度の上限は、特に規定する必要は無いが、３００℃／ｓを超えて大きくしようとすると、製造コストが非常に大きくなるため３００℃／ｓ程度とすることが好ましい。
　また、第一段の冷却での冷却停止温度は、５５０~６１０℃とする。該冷却停止温度が５５０℃未満あるいは６１０℃超えとなると、所望の組織を確保することが困難となる。このため、第一段の冷却では、冷却停止温度を５５０~６１０℃の範囲に限定した。
　第一段の冷却停止温度から巻取温度までの平均冷却速度：１００℃／ｓ以上
　本発明が対象とする組成の鋼板では、この温度域では、オーステナイトからベイナイトへの変態が生じる。この温度域での冷却は、所望の微細なベイナイト組織を確保するうえで、重要となる。この第二段の冷却での冷却速度を１００℃／ｓ以上の急速冷却とすることにより、表層部および板厚中央部で微細なベイナイト組織を形成できる。平均冷却速度が１００℃／ｓ未満では、冷却中に組織が粗大化するため、表層部で平均粒径が５μｍ以下、板厚中央部で平均粒径が４μｍ以下の微細なベイナイト相を得ることができなくなる。このため、第二段の冷却では、平均冷却速度を１００℃／ｓ以上に限定した。なお、第二段の冷却における冷却速度の上限は、特に規定する必要は無いが、３５０℃／ｓを超えて大きくしようとすると、製造コストが非常に大きくなるため３５０℃／ｓ程度とすることが好ましい。
　巻取温度：３５０~５５０℃
　巻取温度が３５０℃未満では、硬質なマルテンサイト相が形成され、所望の組織を確保できなくなり、耐疲労特性が低下するとともに必要な成形性を満足しなくなる。また、巻取温度が５５０℃を超える高温では、パーライト相が形成される場合があり、耐疲労特性が低下する。このようなことから、巻取温度は３５０~５５０℃の範囲に限定した。なお、好ましくは５００℃以下、より好ましくは４５０℃以下である。
　また、巻取り後に、常法にしたがい、酸洗を施して表面に形成されたスケールを除去してもよい。また酸洗処理後に、熱延板には調質圧延や、溶融亜鉛めっき、電気めっき等のめっき処理、化成処理等を施してもよいことは言うまでもない。また、本発明は、板厚４ｍｍ超の熱延鋼板に適用することにより、一層の効果が期待できる。
　表１に示す組成の溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法で鋼スラブ（鋼素材）を作製した。これら鋼スラブに、表２に示す条件で、加熱し、粗圧延、仕上圧延からなる熱間圧延を施し、仕上圧延終了後、表２に示す条件で冷却し、表２に示す巻取温度で巻取り、表２に示す板厚の熱延鋼板を得た。なお仕上圧延終了後は、１．５秒以内に冷却を開始した。ここで、第一段の冷却では、仕上圧延終了温度から冷却停止温度までの平均冷却速度で示す。また、第二段の冷却では、第一段の冷却停止温度から巻取温度までの平均冷却速度で示す。
　得られた熱延鋼板から、試験片を採取し、組織観察、引張試験、疲労試験を実施し、強度および耐疲労特性を評価した。試験方法は次のとおりである。
（１）組織観察
　得られた熱延鋼板から、組織観察用試験片を採取し、圧延方向に平行な板厚断面を研磨し、３％ナイタール液で腐食して組織を現出し、表層部および板厚中央部について、走査型電子顕微鏡（倍率：３０００倍）で組織を観察し、５視野以上で撮像して、画像処理により、各相の組織分率、およびベイナイト相の平均粒径を算出した。表層部では、最表面から５０μｍの深さの範囲を除いた位置で１枚目を撮像し、その位置から５０μｍ間隔で撮像した。また、板厚中央部では、板厚方向で板厚の２／８、３／８、４／８、５／８、６／８の各位置で計５枚撮
影した。
　なお、平均粒径は、撮像した組織写真に、板厚方向に４５°傾いた、長さ８０ｍｍの直線を直角に交差するように２本引き、各粒についてその切片長さを測定し、それら切片長さの算術平均を算出し、得られた平均値を、その鋼板のベイナイト相の平均粒径とした。
　なお、表層部とは、表面から板厚方向に５００μｍまでの領域を、また、板厚中央部とは、板厚方向で、板厚の１／４位置~３／４位置の領域をいう。
（２）引張試験
　得られた熱延鋼板から、引張方向が圧延方向と直角方向となるように、ＪＩＳ　５号試験片（ＧＬ：５０ｍｍ）を採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１に準拠して引張試験を実施し、引張特性（降伏強さ（降伏点）ＹＰ、引張強さＴＳ、伸びＥｌ）を求めた。
（３）疲労試験
　得られた黒皮ままの熱延鋼板から、試験片長手方向が、圧延方向と直角方向となるように、図１に示す寸法形状の平滑試験片を採取し、軸引張疲労試験を実施した。応力負荷モードは、応力比Ｒ＝０．０５の引張−引張型とし、周波数：１５Ｈｚとした。負荷応力振幅を６段階に変化し、破断までの応力サイクルを測定し、Ｓ−Ｎ曲線を求め、２００万サイクルにおける疲労強度（応力振幅値）を求めた。
　得られた結果を表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　本発明例はいずれも、引張強さＴＳ：７８０ＭＰａ以上の高強度と、２００万サイクルにおける疲労強度が５８０ＭＰａ以上の優れた耐疲労特性とを兼備する高強度熱延鋼板となっている。一方、本発明の範囲を外れる比較例は、強度、耐疲労特性のいずれか、あるいは両方が所望の特性を満足できていない。

Claims (8)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ：０．０５~０．１５％、　　　　　　　　　　Ｓｉ：０．２~１．２％、
    Ｍｎ：１．０~２．０％、　　　　　　　　　　　　　Ｐ：０．０３％以下、
    　Ｓ：０．００３０％以下、　　　　　　　　　　　Ａｌ：０．００５~０．１０％、
    　Ｎ：０．００６％以下
    を含み、さらに、Ｔｉ：０．０３~０．１３％、Ｎｂ：０．０２~０．１０％、Ｖ：０．０２~０．１５％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成と、表面から板厚方向に５００μｍまでの表層部が、面積率で５０％以上のベイナイト相を有し、該ベイナイト相の平均粒径が５μｍ以下である組織を有し、板厚の１／４位置~３／４位置の範囲の板厚中央部が、面積率で９０％以上のベイナイト相を有し、該ベイナイト相の平均粒径が４μｍ以下である組織を有し、引張強さＴＳが７８０ＭＰａ以上であることを特徴とする耐疲労特性に優れた高強度熱延鋼板。
  2. 　前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｃｒ：０．０１~０．２％、Ｍｏ：０．００５~０．２％、Ｃｕ：０．００５~０．２％、Ｎｉ：０．００５~０．２％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の高強度熱延鋼板。
  3. 　前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｂ：０．０００２~０．００３％を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の高強度熱延鋼板。
  4. 　前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｃａ：０．０００５~０．０３％、ＲＥＭ：０．０００５~０．０３％のうちから選ばれた１種または２種を含有することを特徴とする請求項１ないし３のいずれかに記載の高強度熱延鋼板。
  5. 質量％で、
    　Ｃ：０．０５~０．１５％、　　　　　　　　　　Ｓｉ：０．２~１．２％、
    Ｍｎ：１．０~２．０％、　　　　　　　　　　　　　Ｐ：０．０３％以下、
    　Ｓ：０．００３０％以下、　　　　　　　　　　　Ａｌ：０．００５~０．１０％、
    　Ｎ：０．００６％以下
    を含み、さらに、Ｔｉ：０．０３~０．１３％、Ｎｂ：０．０２~０．１０％、Ｖ：０．０２~０．１５％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材を、１１００~１２５０℃に加熱し、粗圧延と仕上圧延からなる熱間圧延を施し熱延鋼板とするに当たり、前記粗圧延での圧下率を８０％以上とし、前記仕上圧延の仕上圧延終了温度を８００~９５０℃の範囲の温度として、該仕上圧延を終了した後、直ちに冷却を開始し、第一段の冷却として、第一段の冷却停止温度を５５０~６１０℃とし、前記仕上圧延終了温度から第一段の冷却の冷却停止温度までを、平均冷却速度：２５℃／ｓ以上で冷却する処理と、ついで、第二段の冷却として、前記第一段の冷却の冷却停止温度から巻取温度までを、平均冷却速度：１００℃／ｓ以上で冷却する処理と、からなる二段階の冷却を施し、巻取温度：３５０~５５０℃で巻き取ることを特徴とする耐疲労特性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
  6. 　前記鋼素材が前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｃｒ：０．０１~０．２％、Ｍｏ：０．００５~０．２％、Ｃｕ：０．００５~０．２％、Ｎｉ：０．００５~０．２％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項５に記載の高強度熱延鋼板の製造方法。
  7. 　前記鋼素材が前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｂ：０．０００２~０．００３％を含有することを特徴とする請求項５または６に記載の高強度熱延鋼板の製造方法。
  8. 　前記鋼素材が前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｃａ：０．０００５~０．０３％、ＲＥＭ：０．０００５~０．０３％のうちから選ばれた１種または２種を含有することを特徴とする請求項５ないし７のいずれかに記載の高強度熱延鋼板の製造方法。
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