JP2006233309A - 焼付硬化性及び成形性に優れた高張力熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】焼付硬化性と成形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】本発明の高張力熱延鋼板は、所定の成分からなり、フェライト相を主相とし、第２相が10〜２5％のパーライト相を有し、かつ、前記フェライト相の平均結晶粒径が10μｍ以下である混合組織であり、さらに、固溶N量が0.004〜0.010％である。また、上記高張力熱延鋼板は、上記成分からなる鋼を、1000℃以上1300℃以下の温度に加熱し、粗圧延後、10％以上の最終スタンド圧下率、（Ar3＋10℃）以上の最終仕上げ圧延終了温度FDTで仕上げ圧延を行い、次いで、100℃／sec以上200℃／sec以下の冷却速度で、650℃以上750℃以下まで冷却した後、１0℃／sec以上25℃／sec以下の冷却速度で、450℃以上600℃以下の巻取り温度まで冷却し、該巻取り温度で巻き取ることにより得られる。
【選択図】図１

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、特に焼付硬化性に優れ、かつ成形性にも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、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:0.01〜0.08wt%、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4-74824号公報 特開昭63−96248号公報 特開平10−310824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、マルテンサイトを含む組織となっているため伸びフランジ性の評価指標である穴拡げ率が低く、適用個所な部品・部位が限定されるなどの問題がある。

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、成形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、焼付硬化性と成形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。

従来、高い焼付け硬化特性を達成するためにはC、Nを過飽和に固溶させるため低温変態相（例えばベイナイトやベイニチックフェライトなど）を含む組織としており、パーライト相の生成を極力抑制していた。しかしながら低温変態相は延性が低いため、成形性が劣る傾向にあった。本発明者らは、上記の点に注目し、上記の課題を解決し、高い焼付け硬化性を有しながらも成形性（延性）をも有する鋼板を得るべく、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、組織の主相をフェラ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、さらに第2相としてパーライト相を適度に存在させることにより、焼付硬化性と成形性（延性）が共に良好な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:0.2％以下、Mn:0.01〜1.7％、P:0.2％以下、Al:0.001〜0.1％、N:0.004〜0.020％を含有し、残部はFe及び不可避的不純物からなり、フェライト相を主相とし、第２相が10〜２5％のパーライト相を有し、かつ、前記フェライト相の平均結晶粒径が10μｍ以下である混合組織であり、さらに、固溶N量が0.004〜0.010％であることを特徴とする焼付硬化性及び成形性に優れた高張力熱延鋼板。

［２］前記［１］において、さらに、質量％で、Nb：0.001〜0.05%、Ti：0.005〜0.01%、V：0.001〜0.05％、Cr：0.01〜0.1%、B：0.0001〜0.001%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及び成形性に優れた高張力熱延鋼板。

［３］前記［１］または［２］において、前記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及び成形性に優れた高張力熱延鋼板。

［４］質量％で、C:0.01〜0.12％、Si:0.2％以下、Mn:0.01〜1.7％、P:0.2％以下、Al:0.001〜0.1％、N:0.004〜0.020％を含有し、残部はFe及び不可避的不純物からなる鋼を、1000℃以上1300℃以下の温度に加熱し、粗圧延後、10％以上の最終スタンド圧下率、（Ar3＋10℃）以上の最終仕上げ圧延終了温度FDTで仕上げ圧延を行い、次いで、100℃／sec以上200℃／sec以下の冷却速度で、650℃以上750℃以下まで冷却した後、１0℃／sec以上25℃／sec以下の冷却速度で、450℃以上600℃以下の巻取り温度まで冷却し、該巻取り温度で巻き取ることを特徴とする焼付硬化性及び成形性に優れた高張力熱延鋼板の製造方法。

［５］質量％で、C:0.01〜0.12％、Si:0.2％以下、Mn:0.01〜1.7％、P:0.2％以下、Al:0.001〜0.1％、N:0.004〜0.020％を含有し、さらに、Nb：0.001〜0.05%、Ti：0.005〜0.01%、V：0.001〜0.05％、Cr：0.01〜0.1%、B：0.0001〜0.001%の1種または2種以上を含有し、残部はFe及び不可避的不純物からなる鋼を、1070℃〜1300℃の温度範囲に加熱し、粗圧延後、10％以上の最終スタンド圧下率、（Ar3＋10℃）以上の最終仕上げ圧延終了温度FDTで仕上げ圧延を行い、次いで、100℃／sec以上200℃／sec以下の冷却速度で、650℃以上750℃以下まで冷却した後、１0℃／sec以上25℃／sec以下の冷却速度で、450℃以上600℃以下の巻取り温度まで冷却し、該巻取り温度で巻き取ることを特徴とする焼付硬化性及び成形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。

さらに、本発明が目的とする自動車内装用材料としては、部品成形時にプレス加工を伴い、このプレス成形性の指標として、伸び（延性）が使用される。よって、本発明における成形性とは、熱延鋼板の伸びを意味するものである。

本発明によれば、焼付硬化性及び成形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、フェライト相を主相とし、第２相が10〜２5％のパーライト相を有し、かつ、前記フェライト相の平均結晶粒径が10μｍ以下である混合組織形態であり、さらに、固溶N量が0.004〜0.010％であることを特徴とする。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、組織及び固溶N量を規定することにより、焼付硬化性及び成形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℃以上1300℃以下で加熱し、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、圧延終了後、100℃／sec以上200℃／sec以下の冷却速度で、650℃以上750℃以下まで冷却した後、さらに１0℃／sec以上25℃／sec以下の冷却速度で450℃以上600℃以下の巻取り温度まで冷却し、前記巻取り温度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、本発明を構成するパーライト相を含む組織を得るためには0.01％以上、好ましくは0.02％以上である。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、好ましくは0.02％以上0.12％以下とする。

Si:0.2％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、0.2％を超えて含有すると加工性が劣化する。以上より、Siは0.2％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:0.01〜1.7％
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、1.7％を超えて含有すると加工性の劣化する。以上より、Mnは、0.01％以上1.7％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。以上より、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。さらに、Alは窒化物を形成する元素でもあるので、固溶N量を確保する観点から0.07％以下が好ましい。

N:0.004〜0.020％、固溶N量：0.004〜0.010％
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。この作用を得るためには、鋼板中に固溶Nとして0.004％以上、好ましくは0.005％以上残存させる必要がある。一方、固溶Nは0.010％を超えて存在していてもΔＴＳの格段の向上は得られず、耐時効性が低下する。このため固溶Nの上限は0.010％以下とする。そして、この範囲内の固溶Ｎを得るための添加Ｎ量は、0.004％以上とする。一方、添加Ｎ量が0.020％を越えて含有してもΔTS向上に寄与する固溶Nとはならず、また過剰な窒化物の形成等により成形性が劣化する。以上より、添加Ｎ量Nは0.004％以上0.020％以下とする。

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Nb、Ti、V、Cr 、Bを必要に応じて1種または2種以上添加しても良い。その場合、それぞれの添加量が0.001％、0.005％、0.001％、0.01％、0.0001％未満では添加の効果は十分でない。一方、Nb、Ti、V、Bはそれぞれ0.05%、0.01%、0.05％、0.001%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強化量が大きくなりすぎる。また、析出物形成により、機械的特性を劣化（伸び低下）させるとともに焼付け硬化性に寄与するC、N量が減少するため、本発明の目的とする焼付け硬化性を減少させる。一方、Crが0.1％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、これらの元素を添加する場合は、Nbは0.001％以上0.05%以下、Tiは0.005％以上0.01%以下、Vは0.001％以上0.05％以下、Crは0.01％以上0.1%以下、Bは0.0001以上0.001%以下とする。

なお、上記以外の残部はFe及び不可避不純物とする。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。

次に、以上の化学成分範囲に調整された熱延鋼板について、組織と機械特性の関係を調べるために、以下の実験を行った。

C：0.08%、Si：0.01%、Mn：1.25%、P：0.013%、Al：0.025%、N：0.009%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加工を行い、主相組織であるフェライト粒径と第２相のパーライト分率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号引張試験用の試験片を採取し、１）通常の引張試験と、２）10%の引張り予歪みを与えた後一旦停止して、170℃×20minの熱処理（塗装焼付け処理相当）を施した後に、再度破断まで引張る引張試験の2種類を実施し、それぞれの引張り強さを測定した。得られた測定結果から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を求めた。さらに、鋼板の機械特性として強度が上がるにつれ伸びは低下するため、TS×ELを算出し、材料評価指標とした。図1に、組織中のパーライト分率とTS×ELの関係を示す。また、図2に組織中のパーライト分率とΔTSの関係を示す。上記試験に用いた各種の熱延鋼板の引張強度（TS）は、450〜500MPaであり、また固溶N量は、いずれも0.0089％であった。

図1より、フェライトと、10％以上25％以下のパーライトからなる組織とすることにより、TS×Elが17500以上となることが分る。ここで、現在使用されている引張強度が450MPa級前後の熱延鋼板では、TS×ELは17000程度である。17500以上であれば、同一強度レベルで、比較した場合に1％以上の伸び向上となる。よって、本発明ではTS×Elが17500以上を成形性良好の判断基準とする。

また、図２より、上記のパーライト分率（10％以上25％以下）の場合、フェライト粒径が10μｍ以下で、ΔTSは50Mpa以上となることが分る。ここで、ΔTSが大きくなるに従い、使用する鋼板の板厚を減少（軽量化）することが可能となり、例えば自動車の構造部材に本発明の鋼板を適用した場合、その板厚を5％以上減少させるには、50Mpa以上あれば十分である。よって、本発明では、ΔTSが50Mpa以上を焼付硬化性良好の判断基準とする。
パーライト分率が10％以下でも高いΔTSが得られるが、図１より、TS×ELが大きく低下しており、本発明の目的とする成形性と加工−塗装焼付処理後の引張強さが両立されない。

さらに、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、組織はフェライトを主相とし、さらに主相であるフェライトを微細化し、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）させるためにはフェライトの平均結晶粒径は10μｍ以下とする必要がある。そして、フェラ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。またパーライトが10〜25％存在することにより、鋼板の伸びが大きく向上するが、25％を超えると、逆にTS×ELが低下する。

以上の結果から、本発明の熱延鋼板は、フェライト相を主相とし、第２相が10〜２5％のパーライト相を有し、前記フェライト相の平均結晶粒径が10μｍ以下である混合組織とする。これらは本発明において最も重要な要件である。
なお、本発明において、「主相」とは体積分率で60％を超える相である。

さらに、本発明の熱延鋼板の組織では、上記に加えて、フェライトと第2相のパーライト以外のその他の相（第3相）として、ベイナイト、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、パーライト相の分率未満で含有しても良い。これらの第3相を含有し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、成形性（TS×EL）の向上の点からは、第３相の体積率は10％以下、穴拡げ性の向上という点からは、さらに5％以下とするのが望ましい。

次に、本発明の焼付硬化性及び成形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℃（Nb、Ti、V、Cr 、Bを添加する場合には1070℃）以上1300℃以下にて加熱し、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：100℃/sec以上200℃/sec以下で650℃以上750℃以下まで冷却した後、１0℃／sec以上25℃／sec以下の冷却速度で450℃以上600℃以下の巻取り温度まで冷却し、次いで、前記巻取り温度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窒化物形成元素（Nb、Ti、V、Cr 、B）を含まない場合、1000℃以上1300℃以下、より好ましくは1100℃以上1180℃以下とする。また、Nb、Ti、V、Cr 、Bを必要に応じて1種または2種以上添加する場合、これら元素の強化能を十分に活用するため、1070℃以上1300℃以下、より好ましくは1100℃以上1180℃以下とする。1000℃未満（1070℃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、フェライトの平均結晶粒径を10μｍ以下とするのが困難となる。

この時の加熱は、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、最終スタンド圧下率を10％以上で、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、フェラ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、フェラ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20％以上、FDTは好ましくは（Ar3+100℃）〜（Ar3+10℃）である。

仕上げ圧延終了後、100℃/sec以上200℃/sec以下の冷却速度で650℃以上750℃以下まで（一次）冷却した後、１0℃／sec以上25℃／sec以下の冷却速度で巻取り温度まで（二次）冷却する。

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、100℃/sec以上の冷却速度で冷却する。これにより、より多くのフェライト核を生成し、結晶粒が微細化するとともに固溶Nがフェライト粒内に拡散するのが抑制でき、粒界に存在する固溶N量が増加する。一方で、冷却速度が200℃/sec超えでは、鋼板の表面組織にマルテンサイト相等の硬質な低温変態相が生じ、延性を低下させる。よって、（一次）冷却速度は100℃/sec以上200℃/sec以下とする。

そして、適度なパーライト相が形成するよう上記冷却速度で650℃以上750℃以下に冷却後、冷却速度を１0℃／sec以上25℃／sec以下に変更し、450℃以上600℃以下の巻き取り温度まで冷却する。一次冷却の冷却停止温度が750℃を超える場合、パーライト核が多量に生成し、また、二次冷却速度が10℃/sec未満では、パーライトの生成が適量をこえることにより成形性を低下する。一次冷却の冷却停止温度が650℃未満、または二次冷却速度が25℃／sec超えの冷却速度では、パーライト核が十分に生成、成長せず、やはり成形性が低下する。ΔTS向上の観点から十分な固溶Nを得るためには、2次冷却速度は15℃以上とするのが好ましい。

冷却後、前記巻取り温度（450℃以上600℃以下）で巻き取る。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450℃未満では、低温変態フェライト（ベイニチックフェライト）やベイナイトが生じ、成形性が劣化するとともに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450℃以上600℃以下とする。ΔTS向上の観点から十分な固溶Nを得るためには、巻取り温度は550℃以下が好ましい。

なお、以上により得られた本発明の焼付硬化性及び成形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に示す元素を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる鋼を用いて、表２に示す種々の製造条件にて熱間圧延を行い、パーライト相の体積率を変化させた板厚2.3ｍｍの熱延鋼板を製造した。

次いで、これら熱延鋼板からJIS5号引張り試験用試験片を採取し、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。得られた測定結果から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（BHT）を計算した。

さらに、鋼板に要求される成形性を評価するため、上記熱延鋼板に対して、延性以外に伸びフランジ性の指標となる穴拡げ性λも併せて測定を行った。試験条件は、日本鉄鋼連盟規格の穴拡げ試験方法（T1001-1996）に従い測定した。

熱延鋼板の組織形態は、各熱延板のL断面を腐食後に、金属顕微鏡もしくは走査電子顕微鏡を用い観察・撮影し、決定した。組織分率は、撮影後の写真を用い体積分率に換算した。

以上により、得られた結果を表３に示す。また、熱延条件により、組織形態、引張強度が大きく変化するため、本発明の指標としては、自動車用鋼板の成形性の指標として用いられるTS×ELを併せて表３に示す。また、パーライト分率とフェライト結晶粒径、および固溶N量も併せて示す。

表３より、本発明例では、パーライトが10％以上25％以下存在し、TS×Elが17500以上の値を示し成形性が充分であることがわかる。

一方、比較例である試料記号AとE1およびLは、パーライトが25％を超え、F1、G1およびKは、パーライトが10％未満であり、TS×ELは17500に達しておらず、成形性に劣ることがわかる。すなわち、パーライト相を含む鋼板の成形性を向上させるのに、熱延条件の適切な領域が存在し、その範囲となるよう熱延条件を決定する必要があることがわかる。

引張強度が440MPa級の熱延鋼板の穴拡げ率は、通常で50％程度、高穴拡げ用では80％以上となる。これに対し、本発明例は何れも70%以上と高穴拡げ用鋼板に近い性能が得られることが分る。一方、比較例Ａ、Ｅ１から、パ−ライト相の分率が25％を超えて高い場合では、安定した穴拡げ率が得られていないことがわかる。

また本発明の特性のもう一つの目標であるΔTS（BHT）に注目すると、フェライトの結晶粒径が10μｍ以下、かつ固溶N量が0.004％を超える場合に、50MPa以上と良好な値を示すことが分る。

一方、比較例である試料番号A、Lは粒径が10μm以上となっており、他の試料より結晶粒が粗大化していることが分る。これは、固溶したC,Nは転位などの格子欠陥とその近傍および結晶粒界面にも偏析し、結晶粒が微細化すると粒界面積が増加するため、固溶C,Nの存在サイトが増加し、歪み時効時に有効に作用するものと考えられるのに対し、試料番号A、Lでは、結晶粒の粗大化により、粒界面積が減少し、歪み時効後の強度上昇（ΔTS）に必要な固溶Nが十分でないためと考えられる。

フェライト粒径を10μｍ以下とするためには、スラブ加熱から熱延仕上後、1次冷却停止温度が重要で、粒径が10μｍ以上となる試料記号Aでは、1次冷却温度が、本請求範囲を超えて高いため、試料記号Lでは、最終スタンド圧下率が、範囲を超えて低いためフェライドの粗大化が進行している。

またフェライト粒が10μｍ以下であってもスラブ加熱温度が低いJでは、窒化物の溶解が不十分であるため十分な固溶Nが得られない。

鋼組成と熱延最終仕上圧延後、コイル巻取りまでの熱延条件が本発明の範囲である試料記号B〜D2、E2、I、Mでは、十分な固溶N量が得られるとともにパーライト相が本発明範囲の範囲内で存在するためTS×ELが17500以上と成形性に優れ、かつ50MPa以上と良好な値を示し、焼付硬化性にも優れていることがわかる。

その他の比較例においては、TS×ELが17500未満か、ΔTS（BHT）が50Mpa未満と、成形性もしくは焼付硬化性の一つ以上が劣っていることがわかる。

また、本発明例では、引張り強さも十分に向上しているため耐疲労性、耐衝撃性にも優れている。

本発明の高張力熱延鋼板は、自動車の構造部材以外にも、優れた耐疲労性、耐衝撃性、焼付硬化性、成形性が要求される分野でも好適である。

パーライト分率とTS×ELとの関係を示す図である。 パーライト分率とΔTSとの関係を示す図である。

Claims (5)

1. 質量％で、C:0.01〜0.12％、Si:0.2％以下、Mn:0.01〜1.7％、P:0.2％以下、Al:0.001〜0.1％、N:0.004〜0.020％を含有し、残部はFe及び不可避的不純物からなり、
   フェライト相を主相とし、第２相が10〜２5％のパーライト相を有し、かつ、前記フェライト相の平均結晶粒径が10μｍ以下である混合組織であり、
   さらに、固溶N量が0.004〜0.010％であることを特徴とする焼付硬化性及び成形性に優れた高張力熱延鋼板。
2. さらに、質量％で、Nb：0.001〜0.05%、Ti：0.005〜0.01%、V：0.001〜0.05％、Cr：0.01〜0.1%、B：0.0001〜0.001%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及び成形性に優れた高張力熱延鋼板。
3. 前記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請求項１または２に記載の焼付硬化性及び成形性に優れた高張力熱延鋼板。
4. 質量％で、C:0.01〜0.12％、Si:0.2％以下、Mn:0.01〜1.7％、P:0.2％以下、Al:0.001〜0.1％、N:0.004〜0.020％を含有し、残部はFe及び不可避的不純物からなる鋼を、1000℃以上1300℃以下の温度に加熱し、粗圧延後、
   10％以上の最終スタンド圧下率、（Ar3＋10℃）以上の最終仕上げ圧延終了温度FDTで仕上げ圧延を行い、
   次いで、100℃／sec以上200℃／sec以下の冷却速度で、650℃以上750℃以下まで冷却した後、
   １0℃／sec以上25℃／sec以下の冷却速度で、450℃以上600℃以下の巻取り温度まで冷却し、
   該巻取り温度で巻き取ることを特徴とする焼付硬化性及び成形性に優れた高張力熱延鋼板の製造方法。
5. 質量％で、C:0.01〜0.12％、Si:0.2％以下、Mn:0.01〜1.7％、P:0.2％以下、Al:0.001〜0.1％、N:0.004〜0.020％を含有し、さらに、Nb：0.001〜0.05%、Ti：0.005〜0.01%、V：0.001〜0.05％、Cr：0.01〜0.1%、B：0.0001〜0.001%の1種または2種以上を含有し、残部はFe及び不可避的不純物からなる鋼を、1070℃〜1300℃の温度範囲に加熱し、粗圧延後、
   10％以上の最終スタンド圧下率、（Ar3＋10℃）以上の最終仕上げ圧延終了温度FDTで仕上げ圧延を行い、
   次いで、100℃／sec以上200℃／sec以下の冷却速度で、650℃以上750℃以下まで冷却した後、
   １0℃／sec以上25℃／sec以下の冷却速度で、450℃以上600℃以下の巻取り温度まで冷却し、
   該巻取り温度で巻き取ることを特徴とする焼付硬化性及び成形性に優れた高張力熱延鋼板の製造方法。

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