JP2005206943A

JP2005206943A - 焼付硬化性と耐常温時効性に優れた高張力熱延鋼板およびその製造方法

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Publication number: JP2005206943A
Application number: JP2004372900A
Authority: JP
Inventors: Toru Hoshi; 亨星; Saiji Matsuoka; 才二松岡
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2003-12-26
Filing date: 2004-12-24
Publication date: 2005-08-04
Anticipated expiration: 2024-12-24
Also published as: JP4513552B2

Abstract

【課題】焼付硬化性と耐常温時効性ともに優れた高張力熱延鋼板およびその製造方法を提供する。
【解決手段】質量％で、C:0.01〜0.12％、Si:2％以下、Mn:0.01〜3％、P:0.2％以下、Al:0.001〜0.1％、N:0.003〜0.020％を含有し、残部が実質的にFeからなり、ベイナイト単相あるいはベイナイトと第２相との混合組織を有し、かつ固溶N量が0.003〜0.010％であることを特徴とする焼付硬化性、耐常温時効性に優れた高張力熱延鋼板。また、上記高張力熱延鋼板は、上記成分からなる鋼を、加熱温度：1000℃〜1300℃で加熱し、粗圧延後、最終スタンド圧下率：10％以上、最終仕上げ圧延終了温度FDT：（Ar3＋10℃）以上で仕上げ圧延を行い、次いで、冷却速度：30℃/sec以上で冷却し、巻取り温度：600〜350℃で巻き取ることにより得られる。
【選択図】図2

Description

本発明は、自動車の構造部材、足周り部材等の使途に供して好適な薄物熱延鋼板およびその製造方法に関し、特に焼付硬化性、耐常温時効性ともに優れた高張力熱延鋼板およびその製造方法に関する。

近年、自動車の構造部材、足周り部材等に使用される自動車用鋼板に対しては、軽量化による燃費向上のため一層の高強度化が要求されている。しかし、鋼板の高強度化は、一方でプレス成形を困難にするという問題がある。また、最近では乗員の安全確保と言う目的から、衝突時におけるような高歪速度下での変形エネルギー量で評価される耐衝突性の向上も望まれている。

このような中で、プレス成形性の劣化を防止した高強度化技術としては、成形時には比較的低強度で加工がし易く、塗装時の焼付によって強度を増加させる、いわゆる焼付硬化性（BH性）を利用した技術が知られており、冷延鋼板については広く利用されている（例えば、特許文献1、特許文献2）。しかしながら、これらの技術で得られる焼付硬化性の向上は、降伏強さのみが増加し引張り強さの増加が得られないため、自動車外板における耐デント性の向上には有効であるが、内装板に要求される耐疲労性や耐衝撃性の向上には繋がらない。

一方、特許文献3では、鋼板中のC、Nの固溶量を増加させることにより、BH性の向上を図るために、C:0.030〜0.100wt%、N:0.0015〜0.0150wt%、Al:0.025〜0.100wt%を含有する鋼を1200℃以下に加熱し、（Ar3＋30℃）〜950℃の温度で仕上げ圧延を行い、圧延後3秒以内に50℃/sec以上の冷却速度で500℃以下まで急冷し、400℃〜500℃で巻き取る、加熱後、焼付硬化性に優れた熱延鋼板の製造方法が開示されている。

また、特許文献4には、焼付硬化性と加工性に優れた熱延鋼板を得るために、C:0.02〜0.1wt%、N:0.0080〜0.0250wt%、Sol.Al:0.10wt%以下を含有する鋼を1100℃以上に再加熱し、850〜950℃の温度で仕上げ圧延を終了する熱間圧延を施し、ついで15℃/sec以上の冷却速度で、途中空冷を挟み、あるいは途中空冷することなく、350℃以下まで冷却したのち巻き取る製造方法が開示されている。

また特許文献5には、C:0.010〜0.02wt%、N:0.0015〜0.0030wt％、Nb:0.01〜0.05wt%
を含有し、sol.Al:0.008wt%以下とし、熱延後の巻取り温度を制御することにより固溶C、固溶Nを適量残存させた焼付硬化性熱延鋼板か開示され、その効果として加工−塗装焼付処理後に疲労限が上昇することが記載されている。

また、特許文献6には、C:0.01〜0.12wt%、N:0.001〜0.01wt%を含有する鋼において熱延後の冷却速度や巻取り温度を制御することによりBH量（焼付処理による降伏強さの上昇量）を高める技術が開示されている。
特開平6−73498号公報特開平7−268544号公報特開平1−180917号公報特開平4-7482号公報特開昭63−96248号公報特開平10−183301号公報

しかしながら、特許文献3に記載された技術で製造された熱延鋼板では、耐常温時効性が劣化する。また、塗装焼付後の降伏強さは増加するが、引張り強さは考慮されておらず不充分である。さらに、引張り強さが不充分であるため、耐疲労性、耐衝撃性の著しい向上も望めない。

特許文献4に記載された技術で製造された熱延鋼板は、フェライトとマルテンサイトを主体とする複合組織であり、加工−塗装焼付処理後の引張り強さは増加するが、耐常温時効性の向上についての記載はなく、耐常温時効性の点で不充分である。

特許文献5に記載された鋼板では、降伏強さの増加に比べ、疲労限の上昇は少なく、上昇量もたかだか25Mpa程度であり、耐疲労性の向上は不充分である。

特許文献6に記載された技術で製造された熱延鋼板では、主に加工−塗装焼付処理後の降伏強さを上昇させることを意図しており、引張り強さ、耐疲労性や耐衝撃性については必ずしも最適な条件を見出しておらず充分ではない。

本発明は、上記問題点を解決するためになされたもので、焼付硬化性と耐常温時効性ともに優れた高張力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。

本発明者らは、上記の課題を解決すべく、鋭意研究した。その結果、鋼板中に固溶状態で存在するN、すなわち固溶Nの存在形態に着目し、組織の主相をベイナイトとし結晶粒を微細化し結晶粒界を増加させたうえで、固溶N量を一定量に制御することにより、加工−塗装焼付処理後に引張り強さが増加し、焼付硬化性と耐常温時効性に優れた熱延鋼板が得られることを見出した。

本発明は、以上の知見に基づきなされたもので、その要旨は以下のとおりである。

［1］質量％で、C:0.01〜0.12％、Si:2％以下、Mn:0.01〜3％、P:0.2％以下、Al:0.001〜0.1％、N:0.003〜0.020％を含有し、残部はFe及び不可避不純物からなり、ベイナイト単相あるいはベイナイトと第2相との混合組織を有し、かつ固溶N量が0.003〜0.010％であることを特徴とする焼付硬化性、耐常温時効性に優れた高張力熱延鋼板。

［2］上記［1］において、さらに、質量%で、Mo:0.01〜1.0%、Nb:0.001〜0.5%、Ti:0.001〜0.5%、B:0.0003〜0.005%、Cr:0.1〜1.0%、Ni:0.1〜1.0%の１種または２種以上を含有することを特徴とする焼付硬化性、耐常温時効性に優れた高張力熱延鋼板。

［3］上記［1］または［2］において、前記ベイナイトの平均結晶粒径が8μｍ以下であり、かつ前記固溶N量が0.005〜0.010％であることを特徴とする焼付硬化性、耐常温時効性に優れた高張力熱延鋼板。

［4］上記［1］ないし［3］のいずれかにおいて、前記混合組織における第2相の体積率が3〜30％であり、かつ前記第2相は、パーライト、フェライト、マルテンサイト、残留オーステナイトのうち1種または2種以上からなる組織であることを特徴とする焼付硬化性、耐常温時効性に優れた高張力熱延鋼板。

［5］上記［1］ないし［4］のいずれかにおいて、前記混合組織における第2相は、パーライトおよび／またはマルテンサイトの体積率が70％以上であり、かつ第2相の平均結晶粒径が10μｍ以下であることを特徴とする焼付硬化性、耐常温時効性に優れた高張力熱延鋼板。

［6］上記［1］ないし［5］のいずれかに記載の高張力熱延鋼板の表面に、メッキ層を形成させたことを特徴とする焼付硬化性、耐常温時効性に優れた高張力熱延鋼板。

［7］上記［1］または［2］に記載の組成を有する鋼を、加熱温度：1000℃〜1300℃で加熱し、粗圧延後、最終スタンド圧下率：10％以上、最終仕上げ圧延終了温度FDT：（Ar3＋10℃）以上で仕上げ圧延を行い、次いで、冷却速度：30℃/sec以上で冷却し、巻取り温度：600〜350℃で巻き取ることを特徴とする焼付硬化性、耐常温時効性に優れた高張力熱延鋼板の製造方法。

［8］上記［1］または［2］に記載の組成を有する鋼を、加熱温度：1000℃〜1300℃で加熱し、粗圧延後、最終スタンド圧下率：10％以上、最終仕上げ圧延終了温度FDT：（Ar3＋10℃）以上で仕上げ圧延を行い、次いで、冷却速度：190℃/sec以上で（FDT−200℃）以下まで冷却し、巻取り温度：600〜350℃で巻き取ることを特徴とする焼付硬化性、耐常温時効性に優れた高張力熱延鋼板の製造方法。

なお、本明細書において、鋼の成分を示す%は、すべて質量%である。

また、本発明において、高張力熱延鋼板とは、自動車の内装材として好適な引張り強さが400Mpaを超える熱延鋼板である。

また、本発明において、焼付硬化性の向上とは、加工−焼付塗装処理後の降伏強さの増加とともに、さらに引張り強さの増加をも意味するものとする。

本発明によれば、焼付硬化性と耐常温時効性に優れた高張力熱延鋼板を安定して得ることができる。また、本発明により得られる高張力熱延鋼板は、引張り強さが十分に向上しているため耐疲労性、耐衝撃性にも優れ、さらに固溶元素の過剰な添加を必要としないので、自動車の内板部品として好適であり、産業上格段の効果を奏するものである。

本発明の高張力熱延鋼板は、成分を下記に示すように規定し、ベイナイトを主相とする組織（ベイナイト単相あるいはベイナイトと第2相との混合組織）を有し、かつ固溶N量が0.003〜0.010％であることを特徴とし、これらは本発明において最も重要な要件である。このように成分及び組織を規定することにより、焼付硬化性と耐常温時効性に優れた高張力熱延鋼板を得ることができる。また、上記高張力熱延鋼板は、熱延条件を制御する、具体的には加熱温度：1000℃〜1300℃で加熱し、粗圧延後、最終スタンド圧下率：10％以上、最終仕上げ圧延終了温度FDT：（Ar3＋10℃）以上で仕上げ圧延を行い、次いで、冷却速度：30℃/sec以上で冷却し、巻取り温度：600〜350℃で巻き取ることにより製造することが可能となる。

以下、本発明を詳細に説明する。

まず、本発明における鋼の化学成分の限定理由について説明する。

C:0.01〜0.12％
Cは、鋼の強度を増加させる元素であり、0.01％以上の含有を必要とする。一方、0.12％を越えて含有すると溶接性が劣化する。以上より、Cは0.01％以上0.12％以下とする。

Si:2％以下
Siは、固溶強化により鋼の強度を増加させる元素であり、所望の強度に応じ含有量を調整する。しかし、2％を超えて含有すると加工性が劣化する。このため、Siは2％以下とする。なお、強度確保の観点からは、Siは0.003％以上含有するのが望ましい。

Mn:0.01〜3％
Mnは、鋼の強度を増加させるとともに、Sによる熱間脆性を防止する元素であり、本発明では積極的に含有させる。このように所望の強度を確保し、熱間脆性を防止するためには0.01％以上の含有を必要とする。しかし、3％を超えて含有すると加工性が劣化する。以上より、Mnは、0.01％以上3％以下とする。

P:0.2％以下
Pは、鋼の強度を増加させる元素であり、所望の強度を確保するために0.005％以上含有させるのが望ましい。しかし、0.2％を超えて含有すると溶接性が劣化し、またPが粒界に偏析し粒界割れを発生させる恐れがある。このため、Pは0.2％以下とする。

Al:0.001〜0.1％
Alは、脱酸材として作用し、鋼の脱酸のためには0.001％以上の含有を必要とする。一方、0.1％を超えて含有すると表面性状が劣化する。以上より、Alは0.001％以上0.1％以下とする。

N:0.003〜0.020％
Nは、本発明では重要な元素であり、鋼板中に固溶して加工−塗装焼付処理後の降伏強さ、引張り強さを増加すなわち焼付硬化性を向上させるのに有効に作用する。このためには、鋼板中に固溶Nとして0.003％以上、好ましくは0.005％以上残存させる必要があり、Nは0.003％以上、好ましくは0.005％以上の含有を必要とする。一方、0.020％を越えて含有すると成形性が劣化する。以上より、Nは0.003％以上0.020％以下とする。

また、本発明鋼は、上記の必須添加元素で目的とする特性が得られるが、上記の必須添加元素に加えて、強度上昇のためMo、Nb、Ti、B、Cr、Niを必要に応じて１種または２種以上で添加してもよい。その場合、それぞれの添加量が0.01%、0.001%、0.001%、0.0003%、0.1%、0.1%未満では添加の効果が十分でない。一方、Moは1.0%を超えてもコストに見合う効果は得られない。またNb、Ti、B がそれぞれ0.5%、0.5%、0.005%を超えると、炭化物もしくは窒化物を形成することにより析出強化量が大きくなりすぎること、ならびに機械的特性を劣化（伸びが低下）させ、また析出物形成により焼付硬化性に寄与するC、N量が減少し、本発明の目的とする焼付け硬化性を減少させる。また、Cr、Niが1.0%を超えると化成処理性、スポット溶接性を劣化させる。したがって、これら元素を添加する場合は、Moは0.01％以上1.0％以下、Nbは0.001％以上0.5％以下、Tiは0.001％以上0.5％以下、Bは0.0003％以上0.005％以下、Crは0.1％以上1.0%以下、Niは0.1％以上1.0%以下とする。

なお、上記以外の残部はFe及び不可避不純物からなる。不可避的不純物として、例えば、S、Oは非金属介在物を形成し品質に悪影響を及ぼすため、Sは0.05％以下、Oは0.01％以下に低減するのが望ましい。また、本発明では、本発明の作用効果を害さない微量元素として、V、Cu、Sb、Sn、Mg、REMを0.1%以下の範囲で含有してもよい。

次いで、以上の化学成分範囲に調整された熱延鋼板の組織、固溶N量と引張り強さの関係を調べるために、以下の実験を行った。

C:0.065%、Si:0.005%、Mn:0.49%、P:0.01%、Al:0.021%、N:0.005%を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる鋼を用いて、種々の製造条件にて熱間圧延を行い、固溶N量、主相組織（フェライトからベイナイトに）を変化させた熱延鋼板を製造した。

次いで、これら熱延鋼板からJIS5号引張り試験片を採取し、1）通常の引張り試験と、2）10％の引張り予歪を与えた後一旦停止して、170℃×20minの熱処理（塗装焼付処理相当）を施した後に、再度引張り歪を加える引張り試験、の2種類を実施しそれぞれ引張り強さを測定した。測定結果から2）により得られた加工−塗装焼付処理を施したのちの引張り強さTS_BHと、1）により得られた熱延ままの引張り強さTSとの差、ΔTSを計算した。図1に、組織がフェライトの場合の歪量と応力とΔTSの関係を示す。また、図2に組織がベイナイトの場合の歪量と応力とΔTSの関係を示す。なお、図1における固溶N量は0.0028％、図2における固溶N量は0.0045％であった。

図1、図2より、組織をフェライトからベイナイトとすることにより、ΔTSは100Mpa以上と、加工−塗装焼付処理後の引張強さが向上し、焼付硬化性が顕著に改善されることが分かる。また、焼付硬化性が顕著に改善された図2では、図1と比べ、固溶N量が増加していることがわかる。

以上の結果から、本発明の熱延鋼板の組織はベイナイトを主相とする。これらは本発明において最も重要な要件である。加工−塗装焼付処理後の引張り強さの著しい増加（焼付硬化性の顕著な向上）を得るためには、組織はベイナイトを主相とし、さらに主相であるベイナイトを微細化し、固溶Nの存在位置としての結晶粒界を増加させることが重要となる。固溶Nを全て結晶粒界に存在（偏析）させるためにはベイナイトの平均結晶粒径は8μｍ以下とする必要がある。そして、ベイナイト結晶粒を微細化することによる粒界面積の増大は、粒界に存在する固溶Nの比率が高くなり、粒内の固溶N量が減少するため常温での時効性劣化が抑制される。

また、上記熱延鋼板の組織は、ベイナイトのみの組織でも、あるいはベイナイトと第2相からなる組織でもよい。ベイナイトと第2相からなる組織の場合、第2相は、フェライト、パーライト、マルテンサイト、残留オーステナイトのうちの1種または2種以上を含有する組織とするのが望ましい。第2相を存在させることにより、高価な添加元素を多量に添加することなく高強度化が可能となり、耐衝突性、耐疲労性が向上する。なお、加工−塗装焼付処理後の引張り強さの増加という観点からは、第2相の体積率は3〜30％とするのが望ましい。また、第2相のうち、硬質なパーライトおよび／またはマルテンサイトの体積率を70％以上に制御するのが好ましい。さらに第2相の平均結晶粒径を10μｍ以下とすると、加工性を害することなく、強度上昇効果（加工−塗装焼付処理後の引張り強さの増加）が得られるため、より好ましい。

次に本発明の最も重要な要件である固溶N量について説明する。上記図1の結果をもとに、本発明の熱延鋼板は、その鋼板中に、0.003〜0.010％の固溶N量を残存させることとする。固溶Nが0.003％未満では、図1に示すように、加工−塗装焼付処理後の引張り強さの増加量（ΔTS）が少なく、焼付硬化性の顕著な向上が得られない。そして、引張り強さの増加がないため、耐疲労性、耐衝撃性の著しい向上が望めない。一方、固溶N量が0.010％を越えると、室温での時効が顕著となり、降伏点が大きく上昇し降伏伸びが顕著となり、全伸びが減少して、実用上問題となる。以上より、固溶N量は0.003％以上0.010％以下とする。好ましくは0.005％以上0.010％以下である。なお、本発明において固溶N量は、湿式分析により得られた鋼中N量から抽出分離法により得られたN化物量を差し引くことにより得られた値を用いるものとする。

以上のように、熱延鋼板を、ベイナイトを主相とする組織（ベイナイト単相あるいはベイナイトと第2相との混合組織）とし、固溶N量を0.003％以上0.010％以下とすることにより、焼付硬化性と耐常温時効性に優れた高張力熱延鋼板が得られる。特に加工−塗装焼付処理後に引張り強さが顕著に増加する理由については、現在のところ詳細は明らかではない。しかし、以下のように考えられる。加工されたために可動転位を有する鋼板に、塗装焼付処理のような熱処理を施すと可動転位と固溶Nとの相互作用により、固溶Nが可動転位周辺に凝集し、可動転位を固着して降伏応力を増加させる。さらに固溶N量を増加すると、コットレル雰囲気の形成に加え、微細窒化物の析出により転位が固着され、さらに窒化物や固着転位が可動転位の運動の障害となり強度が増加する。可動転位の発生源は結晶粒界であり、結晶粒が微細化され、結晶粒界が増加すると、同一歪量だけ加工されても可動転位は高密度にしかも均一に分布する。可動転位の障害物としての固着された転位も高密度に分布し、このため可動転位の運動が困難となり、鋼板の強度が顕著に増加する。そして、一方、粒内に存在する固溶Nは、ベイナイト地の強化に寄与するのみで、加工−塗装焼付処理による引張り強さの増加に寄与する割合は少ない。

次に、本発明の焼付硬化性、耐常温時効性に優れた高張力熱延鋼板の製造方法について説明する。

本発明の高張力熱延鋼板は、上記化学成分範囲に調整された鋼を、加熱温度：1000℃〜1300℃にて加熱し、粗圧延後、最終スタンド圧下率：10％以上、最終仕上げ圧延終了温度FDT：（Ar3＋10℃）以上にて仕上げ圧延を行い、次いで、冷却速度：30℃/sec以上で冷却し、巻取り温度：600〜350℃で巻き取ることにより得られる。

熱延板で本発明の固溶N量を確保するためには、加熱時に窒化物を溶解させておく必要があり、また熱延板の組織を微細化するためには、加熱温度を低くして加熱時のオーステナイト粒をできるだけ細かくすることが必要である。以上から加熱温度は1000℃以上1300℃以下、より好ましくは1070℃以上1180℃以下とする。1000℃未満ではNの析出が進行し、熱延板中に固溶状態でNを残存させるのが困難となる。また1300℃を超えると、ベイナイトの平均結晶粒径を8μｍ以下とするのが困難となる。

また、本発明の加熱は、加熱炉等の公知の装置で加熱することができる。さらにこの時の鋼としては、公知の溶製方法により溶製された溶鋼を、公知の連続鋳造法、あるいは造塊法により鋳造凝固し、スラブ等の形状とするのが好ましい。

加熱後、熱間圧延される。熱間圧延は粗圧延、および仕上げ圧延からなり、粗圧延により適当な厚さに調整された鋼は、次いで仕上げ圧延を施される。この時の仕上げ圧延は、熱延後組織の結晶径を微細化するため、10％以上の最終スタンド圧下率で、最終仕上げ圧延温度FDT（以下、FDTと称す）を（Ar3+10℃）以上で行うものとする。最終スタンド圧延圧下率が10％未満で、かつFDTが（Ar3＋10℃）未満では、変態前の板厚方向での歪分布が不均一となり、ベイナイトの平均結晶粒径が微細化できない。また最終スタンドの圧延後（仕上げ圧延後）の冷却においては、冷却開始温度であるFDTが高い場合、ベイナイト変態前の歪の蓄積が十分でなく、結晶粒の微細化、固溶Nの存在形態の制御が不十分となる。以上の理由から、最終スタンド圧延の圧下率は、好ましくは15％以上、FDTは、好ましくは（Ar3+100℃）〜（Ar3+10℃）、より好ましくは（Ar3+50℃）〜（Ar3+10℃）である。

仕上げ圧延終了後、30℃/sec以上の冷却速度で冷却し、600〜350℃の巻取り温度で巻き取る。このように本発明では、歪が蓄積した状態で過冷度を大きくするために、圧延終了後、30℃/sec以上の冷却速度で冷却する。これにより、より多くのベイナイト核を生成しベイナイト変態を促進させるとともにγ中の固溶Nがベイナイト粒内に拡散するのが抑制でき、ベイナイト粒界に存在する固溶N量が増加する。冷却速度が30℃/sec未満では、固溶Nが析出し、所望の固溶N量が確保できなくなり、焼付硬化性、とくに加工−塗装焼付処理後の引張り強さの増加量（ΔTS）が低下する。

なお、第2相の体積率、硬度は、熱延後の鋼板の冷却速度、冷却量により決まり、また第2相の結晶粒径も熱延後の鋼板の冷却速度、冷却量に大きく影響される。冷却速度を190℃/sec以上、好ましくは200℃/sec以上で、（FDT-200℃）以下まで急速冷却することにより、第2相となるパーライト、マルテンサイトの体積率、結晶粒径および硬度が適切に制御され、低歪み加工−塗装焼付処理後にも高い引張り強さの増加量（ΔTS）が得られる。これは硬質な第2相が存在すると周囲のベイナイトおよび軟質な第2相（フェライト等）で、加工時に優先的に転位密度が増加するためと考えられる。転位密度の上昇により、成形性を大きく低下させることなく、また転位密度が上昇しているため、単位体積辺りでの固溶Nと転位の相互作用が高まり、強度上昇効果を高めると考えられる。以上より、仕上げ圧延後、冷却速度：190℃/sec以上、好ましくは200℃/sec以上で、（FDT-200℃）以下まで急速冷却することが望ましい。

巻取り温度が600℃を超えると、巻取り後に固溶Nの析出が生じ、焼付硬化に必要な固溶N量を所定値以上とすることができない。一方、巻取り温度が350℃未満では、板形状が悪化したり、通板性が劣化するなどの操業上の問題が発生する。以上から巻取り温度は600℃〜350℃とする。

なお、以上により得られた本発明の焼付硬化性と耐常温時効性に優れた高張力熱延鋼板は各種メッキ溶原板として好適であり、表面に各種メッキ層を形成し、各種メッキ鋼板として使用してもよい。メッキの種類としては、電気亜鉛メッキ、溶融亜鉛メッキ、電気錫メッキ、電気クロムメッキが挙げられ、いずれも本発明の熱延鋼板表面に形成されるメッキ層として好適である。

表1に示す組成の溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法でスラブとした。これらのスラブを加熱温度：1080℃で加熱し、粗圧延で適正な厚さにしたのち、表2に示す条件で仕上げ圧延を行い、圧延後急冷し、表2に示す巻取り温度でコイル状に巻き取り熱延鋼板を得た。得られた熱延鋼板について、組織試験、引張り試験、焼付硬化性試験、常温時効性試験、を実施した。得られた結果を表3に示す
（1）組織試験
熱延鋼板の圧延方向と直角な断面について、鏡面研磨後にナイタール等の腐食液にてエッチングを行い、光学顕微鏡による組織観察にて熱延鋼板の組織（主相、その他第２相）を同定した。高倍率での検討を要する場合は、ＳＥＭ（走査電子顕微鏡）を用いた。また化学分析により熱延鋼板中のN量とAlNとして存在するN量を測定した。熱延鋼板中の固溶N量は[（熱延鋼板中のN量）−（AlNとして存在するN量）]の値を用いた。
（2）引張り試験
熱延鋼板からJIS13B号引張り試験片を採取し、歪速度10−3/secで引張り試験を実施し、降伏点YS、引張り強さTS、伸びElを測定した。
（3）焼付硬化性試験
熱延鋼板からJIS13B号引張り試験片を採取し、鋼板No.1〜9には10％の引張り予歪を、鋼板No.10〜16には5％の引張り予歪をそれぞれ付加した後、一旦除荷し、170℃×20minの塗装焼付処理相当の熱処理を施し、ついで引張り試験を再度行って引張り強さTS_BHを測定した。塗装焼付処理相当の熱所技後の引張り強さTS_BHと熱延ままの引張り強さTSの差ΔTS＝TS_BH−TSを求め、ΔTSを加工−塗装焼付処理による引張り強さの増加量とした。
（4）常温時効性試験
熱延鋼板から試料を採取し、50℃×400hrの時効処理を施した後JIS13B号引張り試験片を採取し、引張り試験を実施し、伸びElAを測定した。熱延ままの鋼板の伸びElとの差、Δel＝ElA−ELで常温時効性の評価を行った。
（5）平均結晶粒径の測定方法
熱延鋼板から試料を採取し、観察面を鏡面に研磨後、ナイタール等の粒界を顕在化させる腐食液にてエッチングした。そのエッチング面を光学顕微鏡もしくはＳＥＭ（走査電子顕微鏡）にて400倍程度の倍率で撮影し、その写真・画像を画像処理ソフトを用い平均粒径を求めた。また撮影位置は、断面観察の場合、顕微鏡より板厚1/4位置を確認し、撮影した。平面観察の場合、板厚1/4を研磨後、エッチングし、撮影に供した。

表３より、10％の引張り予歪を付加した鋼板No.１〜9については、本発明例では、いずれも加工−塗装焼付処理後の引張り強さと熱延ままの鋼板の引張り強さの差である10%予歪におけるΔTSが50Mpa以上と焼付硬化性に優れ、さらに常温時効による伸びの低下量も2％以下と耐常温時効性の低下も少ない。

これに対し、比較例は、鋼板No4では、冷却速度が本発明範囲外であるため、鋼板組織が本発明範囲外となり、ΔTSが50Mpa未満と焼付硬化性が劣っている。鋼板No.6、8では、巻取り温度が本発明範囲外であるため、鋼板組織および固溶N量が本発明範囲外となり、ΔTSが50Mpa未満と焼付硬化性が劣る上、No6では常温時効による伸びの低下量が2%を超えて耐常温時効性が劣化している。また、No7では、成分（Ｎ）が本発明範囲外であるため、鋼板組織および固溶N量が本発明範囲外となり、常温時効による伸びの低下量が2%を超えて耐常温時効性が劣化している。

5％の引張り予歪を付加した鋼板No.10〜16までについては、本発明例では、いずれも加工−塗装焼付処理後の引張り強さと熱延ままの鋼板の引張り強さの差である5%予歪におけるΔTSが35Mpa以上と焼付硬化性に優れ、さらに常温時効による伸びの低下量も2％以下と耐常温時効性の低下も少ない。特に、鋼板No.12、14、16では冷却速度190℃/sec以上で、（FDT-200℃）以下まで急速冷却することにより、ΔTSが45MPa以上の高い値を示すことが分かる。

これに対し、比較例である鋼板No.13では、仕上げ圧延温度が本発明範囲外であり、鋼板組織が本発明範囲外となり、ΔTSが35Mpa未満と焼付硬化性が劣っていることがわかる。

本発明の熱延鋼板は、自動車の構造部材、足周り部材等以外にも、高張力であり、かつ優れた焼付硬化性、耐常温時効性が要求される用途に対しても好適である。

組織がフェライトの場合の歪量と応力とΔTSの関係を示す図である。組織がベイナイトの場合の歪量と応力とΔTSの関係を示す図である。

Claims

質量％で、C:0.01〜0.12％、Si:2％以下、Mn:0.01〜3％、P:0.2％以下、Al:0.001〜0.1％、N:0.003〜0.020％を含有し、残部はFe及び不可避不純物からなり、ベイナイト単相あるいはベイナイトと第2相との混合組織を有し、かつ固溶N量が0.003〜0.010％であることを特徴とする焼付硬化性、耐常温時効性に優れた高張力熱延鋼板。
さらに、質量%で、Mo:0.01〜1.0%、Nb:0.001〜0.5%、Ti:0.001〜0.5%、B:0.0003〜0.005%、Cr:0.1〜1.0%、Ni:0.1〜1.0%の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に記載の焼付硬化性、耐常温時効性に優れた高張力熱延鋼板。
前記ベイナイトの平均結晶粒径が8μｍ以下であり、かつ前記固溶N量が0.005〜0.010％であることを特徴とする請求項1または2に記載の焼付硬化性、耐常温時効性に優れた高張力熱延鋼板。
前記混合組織における第2相の体積率が3〜30％であり、かつ前記第2相は、パーライト、フェライト、マルテンサイト、残留オーステナイトのうち1種または2種以上からなる組織であ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焼付硬化性、耐常温時効性に優れた高張力熱延鋼板。
前記混合組織における第2相は、パーライトおよび／またはマルテンサイトの体積率が70％以上であり、かつ第2相の平均結晶粒径が10μｍ以下であることを特徴とする請求項１ないし４のいずれかに記載の焼付硬化性、耐常温時効性に優れた高張力熱延鋼板。
請求項1ないし5のいずれかに記載の高張力熱延鋼板の表面に、メッキ層を形成させたことを特徴とする焼付硬化性、耐常温時効性に優れた高張力熱延鋼板。
請求項１または２に記載の組成を有する鋼を、加熱温度：1000℃〜1300℃で加熱し、粗圧延後、最終スタンド圧下率：10％以上、最終仕上げ圧延終了温度FDT：（Ar3＋10℃）以上で仕上げ圧延を行い、次いで、冷却速度：30℃/sec以上で冷却し、巻取り温度：600〜350℃で巻き取ることを特徴とする焼付硬化性、耐常温時効性に優れた高張力熱延鋼板の製造方法。
請求項１または２に記載の組成を有する鋼を、加熱温度：1000℃〜1300℃で加熱し、粗圧延後、最終スタンド圧下率：10％以上、最終仕上げ圧延終了温度FDT：（Ar3＋10℃）以上で仕上げ圧延を行い、次いで、冷却速度：190℃/sec以上で（FDT−200℃）以下まで冷却し、巻取り温度：600〜350℃で巻き取ることを特徴とする焼付硬化性、耐常温時効性に優れた高張力熱延鋼板の製造方法。