JP2017197816A - 冷間加工性と冷間加工後の硬さに優れる熱延鋼板 - Google Patents

Abstract

【課題】熱延鋼板に対して冷間加工を施し、自動車用部品等の部品を製造するにあたり、冷間加工中は良好な冷間加工性を示し、かつ冷間加工後は所定の表面硬さを達成できる熱延鋼板を提供する。
【解決手段】成分組成が、質量％で、Ｃ：０％超０．４０％以下、Ｓｉ：０％超０．５％以下、Ｍｎ：０．２０〜１％、Ｐ：０％超０．０５％以下、Ｓ：０％超０．０５％以下、Ａｌ：０％超０．０１％未満、およびＮ：０．００８〜０．０２５％を満たし、残部は鉄および不可避的不純物であり、更に、前記Ａｌと前記Ｎの質量比であるＡｌ／Ｎが０．４以下、および固溶Ｎ：０．００７％以上を満たし、かつ組織が、パーライトとベイナイトの合計：全組織に対する面積率で１５％以下であって、残部がフェライトであり、前記フェライトの平均結晶粒径が３〜３５μｍの範囲であり、更に、板厚が３〜２０ｍｍであることを特徴とする冷間加工性と冷間加工後の硬さに優れる熱延鋼板。
【選択図】なし

Description

本発明は、冷間加工性と冷間加工後の硬さに優れる熱延鋼板に関する。詳細には、冷間加工中は良好な冷間加工性を示し、かつ加工後は一定以上の表面硬さを示す熱延鋼板に関する。以下、冷間加工中は良好な冷間加工性を示し、かつ冷間加工後は一定以上の表面硬さを示すことを「加工硬化特性に優れる」ということがある。

近年、環境保護の観点から、自動車の燃費向上を目的として、自動車用の各種部品、例えばギアなどのトランスミッション部品やケース等に用いられる鋼材の軽量化、言い換えれば鋼材の高強度化に対する要求が益々高まっている。このような高強度化の要請に応えるため、鋼材として、棒鋼を熱間鍛造した鋼材、即ち熱間鍛造材が一般に用いられてきた。しかし近年では、部品製造工程でのＣＯ₂排出量削減や製造コスト削減等の要望により、熱間鍛造の代わりに冷間鍛造でギヤなどの部品を製造することが求められている。

ところで、冷間鍛造等の冷間加工は、熱間加工や温間加工に比較して生産性が高く、しかも寸法精度および鋼材の歩留まりがともに良好な利点がある。一方、上記冷間加工で部品を製造する場合、次の様な問題点がある。即ち、冷間加工品の強度を期待される所定値以上とすべく、冷間加工に供する鋼材として、必然的に強度、すなわち変形抵抗の高い鋼材を用いる。しかし、使用する鋼材の変形抵抗が高くなると、冷間加工用金型の寿命短縮を招くばかりか、冷間加工時に割れが発生しやすいといった問題点がある。

このため従来は、強度の比較的低い鋼材を用いて冷間加工した後、焼入れ焼戻し等の熱処理を行うこと等により、一定以上の強度（硬さ）を確保していた。しかしながら、冷間鍛造後の熱処理は、部品寸法が必然的に変化するため、二次的に切削などの機械加工により修正する必要があり、生産性等の低下を招く。

よって、良好に冷間加工でき、かつ得られる冷間加工品の硬さ・強度が高く、上記熱処理やその後の加工を省略できることが望まれていた。

上記課題を解決すべく、例えば特許文献１には、低炭素鋼で固溶Ｃを利用して常温時効の進行を抑制し、歪時効による所定の時効硬化量を確保することで、歪時効特性に優れた冷間鍛造用線材・棒鋼が得られることが開示されている。しかしながら、この技術は、固溶Ｃ量のみによって歪時効を制御するものであり、十分な冷間加工性と、冷間加工後の所要の硬さ・強度を両立する鋼材を得ることは困難であった。

そこで、本出願人は、鋼材に含まれる固溶Ｃと固溶Ｎが変形抵抗と静的ひずみ時効に及ぼす影響の違いに着目し、種々検討した。その結果、特許文献２に示す通り、これらの固溶元素の量を適正に制御することで、冷間加工中は良好な冷間加工性を発揮しつつ、冷間加工（冷間鍛造）後は所定の表面硬さ・強度を示す機械構造用鋼材が得られることを知見した。この鋼材は、冷間加工性と加工後の高硬度化・高強度化の両立を実現したものであるが、この技術は線材・棒鋼に関するものである。線材・棒鋼から複雑な形状の部品を得るには、冷間加工に加えて切削する等が必要であり、製造コストが嵩みやすい。そこで、製造コストのさらなる低コスト化のため、従来の線材・棒鋼に替えて熱延鋼板を用い、例えば冷間加工により自動車用部品を作製することも検討されている。

熱延鋼板に対して冷間加工を施し、部品を製造する技術として、例えば特許文献３が挙げられる。この特許文献３では、熱延鋼板に対して冷間加工を施した後、更に窒化処理を施すことで、高い表面硬度および十分な硬化深さが得られる旨示されている。しかしこの技術は、上述の通り、冷間加工後さらに窒化処理を必要とするものであり、十分な低コスト化を実現できない。

また特許文献４には、精密打ち抜き加工面の寸法精度に優れ、かつ加工後の打ち抜き面の表面硬度が極めて高く、さらには耐赤スケール疵性にも優れた熱延鋼板として、Ｃ：０．１０％以下、Ｓｉ：０．０１％未満、Ｍｎ：１．５％以下およびＡｌ：０．２０％以下を含有すると共に、（Ｔｉ＋Ｎｂ）／２：０．０５〜０．５０％の範囲で含有し、Ｓ：０．００５％以下、Ｎ：０．００５％以下、Ｏ：０．００４％以下をＳ，ＮおよびＯの合計が０．０１００％以下で含む組成とし、かつミクロ組織を９５％以上の実質的フェライト単相組織とする熱延鋼板が提案されている。尚、この熱延鋼板は、後に説明する通り本発明とＮ量が明らかに異なっており、本発明と技術的思想をまったく異にするものである。

特開平１０−３０６３４５号公報 特開２００９−２２８１２５号公報 特開２００７−１６２１３８号公報 特開２００４−１３７６０７号公報

本発明は上記の様な事情に着目してなされたものであって、その目的は、熱延鋼板に対して冷間加工を施し、自動車用部品等の部品を製造するにあたり、冷間加工中は良好な冷間加工性を示し、かつ冷間加工後は所定の表面硬さを達成できる熱延鋼板を提供することにある。

上記課題を解決できた本発明の冷間加工性と冷間加工後の硬さに優れる熱延鋼板は、
成分組成が、質量％で、
Ｃ：０％超０．４０％以下、
Ｓｉ：０％超０．５％以下、
Ｍｎ：０．２０〜１％、
Ｐ：０％超０．０５％以下、
Ｓ：０％超０．０５％以下、
Ａｌ：０％超０．０１％未満、および
Ｎ：０．００８〜０．０２５％を満たし、残部は鉄および不可避的不純物であり、更に、前記Ａｌと前記Ｎの質量比であるＡｌ／Ｎが０．４以下、および固溶Ｎ：０．００７％以上を満たし、かつ
組織が、パーライトとベイナイトの合計：全組織に対する面積率で１５％以下であって、残部がフェライトであり、前記フェライトの平均結晶粒径が３〜３５μｍの範囲であり、更に、板厚が３〜２０ｍｍであるところに特徴を有する。

前記成分組成は、さらに、質量％で、下記（Ｉ）〜（Ｖ）のうちの１以上を含んでいてもよい。
（Ｉ）Ｎｂ：０％超０．２％以下、およびＶ：０％超０．５％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種
（ＩＩ）Ｔｉ：０％超０．２％以下、およびＺｒ：０％超０．１％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種
（ＩＩＩ）Ｃｒ：０％超２％以下、およびＭｏ：０％超２％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種
（ＩＶ）Ｃｕ：０％超５％以下、Ｎｉ：０％超５％以下、およびＣｏ：０％超５％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種
（Ｖ）Ｃａ：０％超０．０５％以下、ＲＥＭ：０％超０．０５％以下、Ｍｇ：０％超０．０２％以下、Ｌｉ：０％超０．０２％以下、Ｐｂ：０％超０．５％以下、およびＢｉ：０％超０．５％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種

本発明の熱延鋼板は、所定の平均粒径を有するフェライト主体の組織とし、かつ特に、鋼中Ａｌ量を抑制すると共に該鋼中Ａｌ量と鋼中Ｎ量の質量比を制御し、固溶Ｎ量を確保している。この熱延鋼板を冷間加工に用いれば、変形抵抗が小さく、金型の寿命が延長されるとともに鋼板に割れが発生し難く、かつ一定以上の表面硬さを有する冷間加工部品を得ることができる。

図１は、実施例で用いた８０トンプレス試験機の概略構成図である。

以下、本発明に係る熱延鋼板について詳細に説明する。本発明者らは、熱延鋼板に冷間加工を施して自動車用部品等の部品を作製するにあたり、該冷間加工中における変形抵抗が小さく、金型の寿命が延長されると共に鋼板に割れが発生し難く、かつ一定以上の表面硬さを有する部品を得ることを目的に、該冷間加工に供する熱延鋼板について鋭意研究を行った。その結果特に、熱延鋼板の組織を、所定の平均結晶粒径を有するフェライト主体の組織とし、更に、鋼中Ａｌ量を抑制すると共に、該鋼中Ａｌ量と鋼中Ｎ量が所定の関係を満たすようにして、一定以上の固溶Ｎ量を確保すればよいことを見出し、本発明を完成させた。以下では、本発明に係る熱延鋼板を「本発明鋼板」、または単に「鋼板」ということがある。

まず、本発明鋼板を特徴づける組織から説明する。

〔本発明鋼板の組織〕
本発明鋼板は、フェライトと；パーライトおよびベイナイトのうちの１以上と；の複相組織鋼、特には下記に詳述の通り、パーライトとベイナイトの合計が一定以下に抑えられたフェライト主体の組織であって、かつフェライト粒のサイズを特定範囲に制御した点に特徴がある。

［パーライトとベイナイトの合計：全組織に対する面積率で１５％以下、残部はフェライト］
本発明鋼板の組織は、フェライトと、パーライトおよびベイナイトのうちの１以上との複相組織で構成される。特にはフェライト−パーライト複相組織鋼をベースとするものである。この複相組織のうち、パーライトやベイナイトが過剰に存在すると鋼板の成形性を劣化させるので、パーライトとベイナイトの合計は、面積率で１５％以下、好ましくは１４％以下、より好ましくは１３％以下、更に好ましくは１２％以下とする。残部はフェライトである。尚、本発明はパーライトとベイナイトの合計がゼロの場合、即ち、フェライト単相であって下記の不可避的な組織を含みうる場合がありうる。

本発明における「残部がフェライト」は、残留オーステナイトやマルテンサイト等の不可避的な組織を合計で５面積％以下含むことを許容するものである。該不可避的な組織は、好ましくは３面積％以下、最も好ましくは０面積％である。

［前記フェライトの平均結晶粒径：３〜３５μｍの範囲］
フェライトの平均結晶粒径は、鋼板の加工性を向上させるとともに、加工後の表面性状を良好なものとするため、３〜３５μｍの範囲とする。フェライト粒が細かくなりすぎると、変形抵抗が高くなりすぎるため、その平均結晶粒径は３μｍ以上、好ましくは４μｍ以上、さらに好ましくは５μｍ以上とする。一方、フェライト粒が粗大化しすぎると、冷間加工性が低下する。また冷間加工後の表面性状が劣化し、靱性や疲労特性も劣化する。よって、その平均結晶粒径は３５μｍ以下、好ましくは３０μｍ以下、さらに好ましくは２５μｍ以下とする。

本発明鋼板と、上記特許文献２に記載された熱間鍛造材とは、固溶Ｎ量を確保する点で共通するが、本発明鋼板は、Ａｌ含有量を十分に抑制すると共に、上述の通りフェライト粒を十分に微細化する点で上記特許文献２と異なっている。

上記各相の面積率と、フェライト平均結晶粒径は、それぞれ下記の方法で測定することができる。

（各相の面積率の測定方法）
パーライトとベイナイトの合計面積率は、次の様にして測定できる。即ち、各供試鋼板の板厚ｔ／４部を観察できるように試料を採取してナイタール腐食し、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ；倍率１０００倍）により５視野（１視野のサイズは５０μｍ×７０μｍ）撮影する。そして、フェライト、パーライトおよびベイナイトの各比率を点算法で求めた後、パーライトとベイナイトの比率を合計することで求められる。

（フェライト平均結晶粒径の測定方法）
上記フェライトの平均結晶粒径は、以下のようにして測定することができる。即ち、最表層部、板厚１／４部、板厚中心部の３箇所にそれぞれ存在するフェライトの結晶粒径を測定する。各測定箇所において圧延方向と板厚方向からなる断面をナイタール腐食し、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ；倍率１０００倍）によって、各測定箇所につき任意の５視野（１視野のサイズは５０μｍ×７０μｍ）撮影し、画像解析によりフェライトの結晶粒の重心直径を求め、５視野×３箇所の合計１５視野の平均結晶粒径を求めた。

次に、本発明鋼板を構成する成分組成について説明する。以下、化学成分の単位はすべて質量％である。

〔本発明鋼板の成分組成〕
［Ｃ：０％超０．４０％以下］
Ｃは、鋼板の組織の形成に大きな影響を及ぼす元素である。本発明の熱延鋼板の組織は、前述の通り、フェライトと；パーライトやベイナイトと；の複相組織であるが、好ましくはパーライトやベイナイトの生成を抑えてフェライト主体組織とするため、このＣ量を制限する。またＣを過剰に含有させると、鋼板組織中のパーライト分率が上昇し、パーライトの加工硬化によって変形抵抗が過大となるおそれがある。そこで、鋼板中のＣ含有量は、０．４０％以下、好ましくは０．３５％以下、さらに好ましくは０．３０％以下とする。ただし、Ｃ含有量が少なすぎると、鋼の溶製中における脱酸が困難になるので、好ましくは０．０００５％以上、より好ましくは０．０００８％以上、更に好ましくは０．００１０％以上とする。

［Ｓｉ：０％超０．５％以下］
Ｓｉは、鋼中に固溶することによって鋼板の変形抵抗を増加させるため、極力低減すべき元素である。そのため鋼板中のＳｉ含有量は、０．５％以下、好ましくは０．４５％以下、より好ましくは０．４０％以下、更に好ましくは０．３０％以下とする。しかし、Ｓｉ含有量が極端に少ないと、溶製中の脱酸が困難になるので、好ましくは０．００５％以上、より好ましくは０．００８％以上、更に好ましくは０．０１０％以上とする。

［Ｍｎ：０．２０〜１％］
Ｍｎは、製鋼過程において脱酸および脱硫の作用を有する元素である。また、Ｍｎは加工性を低下させるＳと結合して加工性を向上させ、割れを抑制する効果がある。本発明では、後記の通りＮ含有量を高めた場合に、加工中の発熱による動的ひずみ時効で割れが生じやすくなるが、上記Ｍｎの加工性向上効果により、Ｎ量が高い場合でも加工性を確保できる。これらの効果を十分に発揮させるため、Ｍｎ含有量は０．２０％以上、好ましくは０．２２％以上、より好ましくは０．２５％以上とする。一方、Ｍｎ含有量が過剰になると変形抵抗が過大となる。また、偏析による組織の不均一が生じることによって冷間加工性が劣化する。よってＭｎ含有量は、１％以下、好ましくは０．９８％以下、より好ましくは０．９５％以下とする。

［Ｐ：０％超０．０５％以下］
Ｐは鋼に不可避的に含有される不純物元素である。Ｐがフェライトに含まれると、フェライト粒界に偏析して冷間加工性を劣化させ、また、フェライトを固溶強化して変形抵抗の増大を招く。この様にＰ含有量は、冷間加工性の観点からは極力低減することが望ましいが、極端な低減は製鋼コストの増加を招くため、工程能力を考慮して、０．０５％以下、好ましくは０．０３％以下とする。

［Ｓ：０％超０．０５％以下］
ＳもＰと同様に不可避的不純物であり、ＦｅＳとして結晶粒界に膜状に析出し、加工性を劣化させる元素である。また、熱間脆性を引き起こす作用もある。そこで、変形能を向上させる観点から、本発明ではＳ含有量を０．０５％以下、好ましくは０．０３％以下とする。ただし、Ｓ含有量を０にすることは工業上困難である。なお、Ｓは被削性を向上させる効果を有するため、被削性向上の観点からは、好ましくは０．００２％以上、より好ましくは０．００６％以上含有させることが推奨される。

［Ａｌ：０％超０．０１％未満］
Ａｌは、製鋼過程において脱酸に有効な元素であるが、加熱、圧延、冷却工程の条件によってはＡｌＮを形成し、加工硬化特性の発揮に必要な固溶Ｎ量の低減を招く。よって本発明では、鋼材中のＡｌ含有量を抑える。これにより、上記工程の条件がＡｌＮを形成しやすい好ましくない条件となった場合でも、必要な固溶Ｎ量を確保でき、安定した加工硬化特性を確保できる。この観点から、Ａｌ量を０．０１％未満、好ましくは０．００８％以下、より好ましくは０．００５％以下とする。この様にＡｌ量を抑えた場合、脱酸はＳｉやＣａなど他の脱酸元素で代替することができる。

［Ｎ：０．００８〜０．０２５％］
Ｎは、加工後の静的ひずみ時効によって所定の強度を得るために重要な元素である。そこで、鋼材中のＮ含有量は、０．００８％以上、好ましくは０．００８５％以上、さらに好ましくは０．００９０％以上とする。本発明では、この様に所定の強度を得るべくＮを積極的に用いる点で、Ｎは有害元素であるとして、Ｎ含有量を極力抑制している特許文献４とは技術的思想の全く異なるものである。

一方、Ｎ含有量が過剰になると、溶解鋳造時にブローホールが生成するとともに、静的ひずみ時効のほか、加工中の動的ひずみ時効の影響が顕著となり、変形抵抗が増加して不適であるので、Ｎ含有量は、０．０２５％以下、好ましくは０．０２３％以下、より好ましくは０．０２０％以下とする。

本発明鋼板の成分は上記の通りであり、残部は鉄および不可避的不純物である。また本発明鋼板は、前記Ａｌと前記Ｎの質量比であるＡｌ／Ｎと固溶Ｎ量が下記の範囲を満たすものである。

［前記Ａｌと前記Ｎの質量比であるＡｌ／Ｎが０．４以下］
鋼中Ａｌ量と鋼中Ｎ量の質量比であるＡｌ／Ｎは、固溶Ｎ濃度に影響することに加え、この値が小さいほどＮの活量が増加、即ち固溶Ｎとして十分に作用し、有効にＮが歪時効に寄与する。その結果、冷間加工後に所要の強度を確保することができる。本発明者らが、後記する実施例に示す通り、所望の加工硬化特性を得るべく検討を行ったところ、上記Ａｌ／Ｎは０．４以下とする必要があることを見出した。上記Ａｌ／Ｎは、好ましくは０．３６以下、より好ましくは０．３３以下、更に好ましくは０．３０以下、より更に好ましくは０．２０以下である。次に述べる固溶Ｎ量も重要であるが、この比を満たした上で下記の固溶Ｎ量を確保すれば、ひずみ時効を有効に作用させることができる。尚、本発明で規定する成分組成や推奨される製造条件等を考慮すると、Ａｌ／Ｎの下限値は０．０３程度となる。

［固溶Ｎ：０．００７％以上］
本発明では、鋼板中に固溶Ｎを所定量確保することで、変形抵抗を極端に下げずに静的ひずみ時効を促進させて、冷間加工後に所要の強度を確保することができる。この効果を十分に発揮させるには、固溶Ｎ量が０．００７％以上必要である。該固溶Ｎ量は、好ましくは０．００７５％以上、より好ましくは０．００８０％以上である。ただし、固溶Ｎ量が過剰になると、冷間加工性が劣化するため、好ましくは０．０３％以下とする。なお、鋼材中のＮの含有量は０．０２５％以下であるので、実質的に固溶Ｎ量は０．０２５％以上になることはない。

上記固溶Ｎ量は、ＪＩＳ Ｇ１２２８に準拠して、鋼材中の全Ｎ量から全Ｎ化合物の量を差し引いて求められる量である。具体的に下記の通り測定することができる。

（ａ）不活性ガス融解法−熱伝導度法（全Ｎ量の測定）
供試材から切り出したサンプルをルツボに入れ、不活性ガス気流中で融解してＮを抽出し、抽出物を熱伝導度セルに搬送して熱伝導度の変化を測定して全Ｎ量を求める。

（ｂ）アンモニア蒸留分離インドフェノール青吸光光度法（全Ｎ化合物量の測定）
供試材から切り出したサンプルを、１０％ＡＡ系電解液に溶解し、定電流電解を行って、鋼中の全Ｎ化合物量を測定する。用いる１０％ＡＡ系電解液は、１０％アセトン、１０％塩化テトラメチルアンモニウム、残部メタノールからなる非水溶媒系の電解液であり、鋼表面に不働態皮膜を生成させない溶液である。

供試材のサンプル約０．５ｇを、この１０％ＡＡ系電解液に溶解させ、生成する不溶解残渣（Ｎ化合物）を、穴サイズが０．１μｍのポリカーボネート製のフィルタでろ過する。得られた不溶解残渣を、硫酸、硫酸カリウムおよび純銅製チップ中で加熱して分解し、分解物をろ液に合わせる。この溶液を、水酸化ナトリウムでアルカリ性にした後、水蒸気蒸留を行い、留出したアンモニアを希硫酸に吸収させる。さらに、フェノール、次亜塩素酸ナトリウムおよびペンタシアノニトロシル鉄（III）酸ナトリウムを加えて青色錯体を生成させ、吸光光度計を用いて吸光度を測定して全Ｎ化合物量を求める。

そして、上記（ａ）の方法によって求められた全Ｎ量から、上記（ｂ）の方法によって求められた全Ｎ化合物量を差し引いて固溶Ｎ量を求めることができる。

また、上記元素に加えて更に、下記に示すＴｉ等の選択元素を適量含有させることにより冷間加工性をより高めたり、被削性を付与して切削加工する場合の工具寿命を高めることができる。以下、これらの元素について詳述する。

［Ｎｂ：０％超０．２％以下、およびＶ：０％超０．５％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種］
これらの元素は、炭化物または炭窒化物を形成し、析出強化を図るのに有用な元素である。また前記炭化物等により鋼の結晶粒を微細化させ、冷間加工により得られる加工品の靱性向上や耐割れ性の向上にも寄与する。この効果を発揮させるには、Ｎｂの場合、０．０３％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．０５％以上である。またＶの場合、０．０５％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．１０％以上である。しかしこれらの元素が過剰に含まれると、冷間加工性が劣化するといった不具合が生じるため、Ｎｂ量は、０．２％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．１５％以下である。また、Ｖ量は、０．５％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．４０％以下である。これらの元素は、単独で用いてもよいし２種を併用してもよい。

［Ｔｉ：０％超０．２％以下、およびＺｒ：０％超０．１％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種］
これらの元素はＮとの親和力が強く、Ｎと共存してＮ化合物を形成し、鋼の結晶粒を微細化させる元素である。この結晶粒の微細化によって、冷間加工により得られる加工品の靱性が向上し、また耐割れ性も向上する。この効果を発揮させるには、Ｔｉの場合、０．００１％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．００１５％以上である。またＺｒの場合、０．０００８％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．００１０％以上である。しかしこれらの元素が過剰に含まれると、固溶Ｎを上述の通り一定量確保することが困難となる。よってＴｉ量は０．２％以下とすることが好ましく、Ｚｒ量は０．１％以下とすることが好ましい。これらの元素は、単独で用いてもよいし２種を併用してもよい。

［Ｃｒ：０％超２％以下、およびＭｏ：０％超２％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種］
ＣｒとＭｏは、以下に示す通り、いずれも鋼の変形能を向上させる作用を有する。これらの元素は、単独で用いてもよいし２種を併用してもよい。まずＣｒは、結晶粒界の強度を高めることで鋼の変形能を向上させる作用を有する元素である。この作用を有効に発揮させるため、Ｃｒは０．２％以上含有させることが好ましい。しかしＣｒを過剰に含有させると、変形抵抗が増大し、冷間加工性が低下するおそれがあるため、その含有量は２％以下であることが好ましく、より好ましくは１．５％以下、更に好ましくは１．０％以下である。

またＭｏは、加工後の鋼材の硬さおよび変形能を増加させる作用を有する元素である。この作用を有効に発揮させるには、Ｍｏは０．０４％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．０８％以上である。しかし、Ｍｏを過剰に含有させると冷間加工性が劣化するおそれがあるため、その含有量は２％以下であることが好ましく、より好ましくは１．５％以下、特に１．０％以下が推奨される。

［Ｃｕ：０％超５％以下、Ｎｉ：０％超５％以下、およびＣｏ：０％超５％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種］
これらの元素は、鋼材を時効硬化させる作用があり、加工後の強度を向上させるのに有効な元素である。これらの元素は、単独で用いてもよいし２種以上を併用してもよい。このような作用を有効に発揮させるには、いずれの元素も、含有量は０．１％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．３％以上である。しかし、これらの元素の含有量が過剰であると、鋼材を時効硬化させる効果、さらに、加工後強度を向上させる効果が飽和し、また、割れを促進させるおそれがあるため、それぞれ５％以下、さらには４％以下、特に３％以下が推奨される。

［Ｃａ：０％超０．０５％以下、ＲＥＭ：０％超０．０５％以下、Ｍｇ：０％超０．０２％以下、Ｌｉ：０％超０．０２％以下、Ｐｂ：０％超０．５％以下、およびＢｉ：０％超０．５％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種］
これらの元素は、下記に示す通り被削性を高める元素である。これらの元素は、単独で用いてもよいし２種以上を併用してもよい。まずＣａは、ＭｎＳなどの硫黄化合物系介在物を球状化させ、鋼の変形能を高めるとともに、被削性の向上に寄与する元素である。また製鋼過程において脱酸に有効な元素でもある。これらの作用を有効に発揮させるため、Ｃａ含有量は、０．０００５％以上であることが好ましく、より好ましくは０．００１０％以上である。しかしＣａを過剰に含有しても、その効果は飽和して含有量に見合う効果を期待できないため、Ｃａ量は、０．０５％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．０３％以下、更に好ましくは０．０１％以下である。

ＲＥＭは、Ｃａと同様にＭｎＳなどの硫黄化合物系介在物を球状化させ、鋼の変形能を高めるとともに、被削性の向上に寄与する元素である。このような作用を有効に発揮させるため、ＲＥＭ含有量は、０．０００５％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．００１０％以上である。しかし過剰に含有しても、その効果は飽和して含有量に見合う効果を期待できないため、ＲＥＭ含有量は、０．０５％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．０３％以下、更に好ましくは０．０１％以下である。

なお、本発明において、ＲＥＭとは、ランタノイド元素（ＬａからＬｎまでの１５元素）およびＳｃ（スカンジウム）とＹ（イットリウム）を含む意味である。これらの元素のなかでも、Ｌａ、ＣｅおよびＹよりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有することが好ましく、より好ましくはＬａおよびＣｅよりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有するのがよい。

Ｍｇは、Ｃａと同様にＭｎＳなどの硫黄化合物系介在物を球状化させ、鋼の変形能を高めるとともに、被削性の向上に寄与する元素である。このような作用を有効に発揮させるため、Ｍｇ含有量は、０．０００２％以上であることが好ましく、より好ましくは０．０００５％以上である。しかし過剰に含有しても、その効果が飽和して含有量に見合う効果を期待できないため、Ｍｇ含有量は、０．０２％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．０１５％以下、更に好ましくは０．０１０％以下である。

Ｌｉは、Ｃａと同様にＭｎＳなどの硫黄化合物系介在物を球状化させ、鋼の変形能を高めることができ、また、Ａｌ系酸化物を低融点化して無害化し、被削性の向上に寄与する元素である。このような作用を有効に発揮させるため、Ｌｉ含有量は、０．０００２％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．０００５％以上である。しかし過剰に含有しても、その効果が飽和して含有量に見合う効果を期待できないため、Ｌｉ含有量は、０．０２％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．０１５％以下、更に好ましくは０．０１％以下である。

Ｐｂは、被削性を向上させるために有効な元素である。このような作用を有効に発揮させるには、好ましくは０．００５％以上、より好ましくは０．０１０％以上含有させることが好ましい。しかし過剰に含有させると、圧延疵の発生等の製造上の問題を生じるため、Ｐｂ含有量は０．５％以下であることが好ましく、より好ましくは０．４％以下、更に好ましくは０．３％以下である。

Ｂｉは、Ｐｂと同様に被削性を向上させるために有効な元素である。このような作用を有効に発揮させるため、Ｂｉ含有量は０．００５％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．０１％以上である。しかし、過剰に含有させても被削性向上の効果が飽和するため、Ｂｉ含有量は、０．５％以下であることが好ましく、より好ましくは０．４％以下、更に好ましくは０．３％以下である。

〔本発明鋼板の板厚：３〜２０ｍｍ〕
本発明鋼板は、板厚が３〜２０ｍｍであることを前提とする。板厚が３ｍｍ未満では、構造体としての剛性を確保できなくなる。一方、板厚が２０ｍｍを超えると、本発明で規定する組織形態を達成することが難しく、所望の効果が得られなくなる。好ましい板厚は４〜１８ｍｍである。

次に、上記本発明鋼板を得るための好ましい製造方法について説明する。

〔本発明鋼板の好ましい製造方法〕
本発明鋼板の製造は、上記成分組成を有する原料鋼を所望の板厚に成形できる方法であれば、いずれの方法にしたがって行ってもよい。例えば、以下に示す条件にて、転炉で上記成分組成を有する溶鋼を調製し、これを造塊または連続鋳造によりスラブしてから所望板厚の熱延鋼板に圧延することによって行うことができる。

［溶鋼の調製］
溶鋼中のＮの含有量については、転炉での溶製の際に、溶鋼にＮ化合物を含む原料を添加すること、および／または、転炉の雰囲気をＮ₂雰囲気に制御することにより調整することができる。またＯを低減するために、真空脱酸するか、Ｃａ、ＲＥＭなどの強い脱酸元素を適宜添加してもよい。

［加熱］
熱間圧延前の加熱は１１００〜１３００℃で行う。この加熱では、Ｎ化合物を存在させず極力多くのＮを固溶させるため、高温とする必要がある。この観点から、加熱温度を１１００℃以上、好ましくは１１５０℃以上とする。特にＮｂの炭窒化物を固溶させる場合には、１１５０℃以上の加熱が必要である。一方、１３００℃を超える温度は操業上困難であるため、加熱温度の上限を１３００℃とした。

［熱間圧延］
熱間圧延は、仕上げ圧延出側温度が８８０℃以上になるように行う。以下では、仕上げ圧延出側温度を「仕上げ圧延温度」ということがある。この仕上げ圧延温度を低温化しすぎると、ＡｌＮやＮｂＮやＶＮが生成してＮの固溶量を十分に確保できなくなる。上記仕上げ圧延出側温度は好ましくは８８５℃以上である。一方、仕上げ圧延温度の上限は、温度確保が難しいため１０００℃とする。なお、該温度が高すぎると結晶粒径が粗大化しやすいといったデメリットも生じる。

［熱間圧延パススケジュール］
フェライト結晶粒を微細化し、その平均結晶粒径を所定の粒径範囲に制御するには、上記圧延温度の制御に加えて、仕上げ圧延の最終圧下率を１５％以上とすることが必要である。通常、仕上げ圧延における最終圧下率は１２〜１３％程度までであるが、本発明では仕上げ圧延温度を比較的高くするため、結晶粒径の微細化を図るには上記最終圧下率を通常よりも高く設定する必要がある。この観点から、上記最終圧下率を、１５％以上、好ましくは１８％以上、より好ましくは２０％以上とする。

［熱延後の冷却、巻取り］
上記仕上げ圧延終了後、５ｓ以内に７５０℃まで２０℃／ｓ以上の平均冷却速度（第１冷却速度）で急冷し、その後は７５０℃から５００℃までを１．５℃／ｓ以上１５℃／ｓ以下の平均冷却速度（第２冷却速度）で冷却する。

上記仕上げ圧延終了後の７５０℃までの急冷は、オーステナイト粒径の粗大化を防止して最終的なフェライト粒径の粗大化を防ぐためである。上記第１冷却速度は、好ましくは２５℃／ｓ以上である。尚、上記第１冷却速度の上限は、例えば５０℃／ｓ程度である。尚、上記平均冷却速度での急冷開始温度は、ほぼ仕上げ圧延出側温度、即ち仕上げ圧延温度と同じである。

また、７５０℃から５００℃までの冷却は、冷却中にＡｌＮ、ＮｂＮ、ＶＮが析出して固溶Ｎ量が減少するのを防ぐと共に、規定量のパーライトおよびベイナイトを含み、残部がフェライトである組織とするために重要である。ここで、第２冷却速度が１５℃／ｓを超えると最終的に固溶Ｃ量が増えるか、ベイナイトが過剰に生成して冷間加工性が劣化する。よって上記第２冷却速度は１５℃／ｓ以下、好ましくは１２℃／ｓ以下、より好ましくは１０℃／ｓ以下とする。一方、上記第２冷却速度が１．５℃／ｓを下回ると、ＡｌＮ、ＮｂＮ、ＶＮが析出して固溶Ｎ量が減少し、その結果、加工後硬さも不足しがちになる。よって上記第２冷却速度は１．５℃／ｓ以上、好ましくは２．０℃／ｓ以上、より好ましくは２．５℃／ｓ以上である。

本発明の熱延鋼板は、上記５００℃まで冷却後、巻き取って得られる。巻き取り後、必要に応じて焼鈍を行ってもよい。

以下、本発明を実施例によってさらに詳細に説明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更して実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれる。

下記表１−１および表１−２に示す成分組成の鋼を真空溶解法により溶製し、厚さ１２０ｍｍのインゴットに鋳造し、これを下記表２−１および表２−２に示す条件にて熱間圧延を施し熱延鋼板を作製した。

このようにして得られた熱延鋼板について、固溶Ｎ量、鋼板中組織の各相の面積率、および、フェライトの平均結晶粒径を、上記［発明を実施するための形態］で説明した各測定方法により求めた。また、冷間加工性と冷間加工後の硬さを、以下に示す通り評価した。

１．冷間加工性の評価
冷間加工性として、局部的に極めて高い変形ひずみを生じるような冷間加工における加工性、特には強冷間加工性を評価した。詳細には、試験片の表面部に導入される加工ひずみ量が真ひずみ換算で４以上となるような試験を行った。より詳細には、図１に概略構成を示す８０トンプレス試験機にて、円柱状の試験片１およびくさび型の圧縮治具２Ａとくさび型の固定治具２Ｂを用い、くさび型圧縮試験（圧縮速度１ｍｍ／秒で、試験片直径の８０％圧下）を行った。上記図１において３は固定治具である。なお、試験片としては、上記熱延鋼板から、板厚が１０ｍｍ以上の場合は直径１０ｍｍに、板厚が１０ｍｍ未満の場合は板厚を直径とするように、円柱状に切り出したものを用いた。

なお、本圧縮試験に先立ち、鍛造解析ソフトウェア：ＦＯＲＧＥ（ＴＲＡＮＳＶＡＬＯＲ社製）を用いて、上記圧縮試験の８０％圧下時における、試験片中の真ひずみ量の分布を計算することにより、試験片の表面部のうち、圧縮治具のＲ部で圧縮される部位の表面から深さ１００μｍの位置で真ひずみεが４以上となることを確認している。

上記くさび型圧縮試験後は、試験片の目視観察を行った。そして、以下の評価基準で冷間加工性を評価し、○の場合を合格、△と×の場合を不合格とした。また参考までに、加工後の表面性状についても評価した。
（冷間加工性の評価）
○：試験片に割れ発生せず
△：試験片の表面に微小割れ発生
×：試験片に割れ発生

（冷間加工後の表面性状の評価）
×：試験片の側面に肌荒れが発生
○：試験片の側面に肌荒れが発生せず

２．冷間加工後の硬さの評価
また、冷間加工後の硬さをビッカース硬さで評価した。詳細には、ビッカース硬さ試験機を用いて荷重：５００ｇ、測定回数：５回の条件で、上記くさび型圧縮試験後の試験片における、圧縮治具により圧縮された部位の表面中央部のビッカース硬さ（Ｈｖ）を測定した。そして、その平均を加工後硬さとし、２５０Ｈｖ超のものを合格とした。

これらの結果を下記の表３−１および表３−２に示す。

表１−１〜表３−２から次のことがわかる。以下のＮｏ．は表２−１〜表３−２における鋼Ｎｏ．を示す。

Ｎｏ．１〜１５は、本発明で規定する成分組成と鋼組織を満たしているので、冷間加工中は良好な冷間加工性を示し、かつ加工後は一定以上の表面硬さを示す。これに対してＮｏ．１６〜３１は、成分組成と鋼組織の少なくともいずれかが本発明の規定を満たしていないため、優れた冷間加工性と冷間加工後の一定以上の表面硬さの少なくともいずれかを確保できなかった。詳細は次の通りである。

Ｎｏ．１６〜２５は、本発明で規定する成分組成を満たさなかった例である。このうちＮｏ．１６は、Ｃ含有量が過剰であるため、パーライトとベイナイトの合計量が過剰となり、冷間加工性に劣った。

Ｎｏ．１７はＳｉ含有量が過剰であるため、またＮｏ．１９はＭｎ量が過剰であるため、いずれも冷間加工性に劣る結果となった。

Ｎｏ．１８はＭｎ含有量が不足し、Ｍｎの加工性向上効果が十分に発揮されなかったため、冷間加工性に劣る結果となった。

Ｎｏ．２０は、Ｐ含有量が過剰であるため、またＮｏ．２１はＰ含有量とＳ含有量が過剰であるため、いずれも冷間加工性に劣った。

Ｎｏ．２２および２５は、特にＡｌ／Ｎの比が規定範囲を超えて、固溶Ｎ量が不足したため、加工後の表面硬さが不足した。

Ｎｏ．２３は、Ｍｎ含有量が過剰であるため冷間加工性に劣り、またＮ含有量が不足しているために固溶Ｎ量も不足し、加工後の表面硬さが不足した。

Ｎｏ．２４は、Ｍｎ含有量とＮ含有量が過剰であるため冷間加工性に劣った。

Ｎｏ．２６〜３１は、成分組成を満たしているが、推奨される条件で製造しなかったため、所望の特性が得られなかった例である。このうちＮｏ．２６は、熱間圧延における加熱温度が低すぎるために、固溶Ｎ量が不足し、その結果、加工後の表面硬さが不足した。

Ｎｏ．２７は、熱間圧延における最終圧下率が不足しているために、フェライト結晶粒が粗大化し、その結果、冷間加工性に劣る結果となった。

Ｎｏ．２８は、仕上げ圧延温度が低すぎたため、固溶Ｎ量を十分に確保できず、加工後の表面硬さが不足した。

Ｎｏ．２９は、第１冷却速度が遅すぎるため、フェライト結晶粒が粗大化し、冷間加工性に劣る結果となった。

Ｎｏ．３０は、第２冷却速度が遅すぎるため、固溶Ｎ量を十分に確保できず、加工後の表面硬さが不足した。

Ｎｏ．３１は板厚が厚いために、本発明で推奨される条件で製造してもフェライト結晶粒が粗大となり、冷間加工性に劣る結果となった。

１ 試験片
２Ａ くさび型の圧縮治具
２Ｂ くさび型の固定治具
３ 固定治具

Claims (6)

1. 成分組成が、質量％で、
   Ｃ：０％超０．４０％以下、
   Ｓｉ：０％超０．５％以下、
   Ｍｎ：０．２０〜１％、
   Ｐ：０％超０．０５％以下、
   Ｓ：０％超０．０５％以下、
   Ａｌ：０％超０．０１％未満、および
   Ｎ：０．００８〜０．０２５％を満たし、残部は鉄および不可避的不純物であり、更に、前記Ａｌと前記Ｎの質量比であるＡｌ／Ｎが０．４以下、および固溶Ｎ：０．００７％以上を満たし、かつ
   組織が、パーライトとベイナイトの合計：全組織に対する面積率で１５％以下であって、残部がフェライトであり、前記フェライトの平均結晶粒径が３〜３５μｍの範囲であり、更に、板厚が３〜２０ｍｍであることを特徴とする冷間加工性と冷間加工後の硬さに優れる熱延鋼板。
2. 前記成分組成が、さらに、質量％で、
   Ｎｂ：０％超０．２％以下、およびＶ：０％超０．５％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含むものである請求項１に記載の熱延鋼板。
3. 前記成分組成が、さらに、質量％で、
   Ｔｉ：０％超０．２％以下、およびＺｒ：０％超０．１％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含むものである請求項１または２に記載の熱延鋼板。
4. 前記成分組成が、さらに、質量％で、
   Ｃｒ：０％超２％以下、およびＭｏ：０％超２％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含むものである請求項１〜３のいずれかに記載の熱延鋼板。
5. 前記成分組成が、さらに、質量％で、
   Ｃｕ：０％超５％以下、
   Ｎｉ：０％超５％以下、および
   Ｃｏ：０％超５％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含むものである請求項１〜４のいずれかに記載の熱延鋼板。
6. 前記成分組成が、さらに、質量％で、
   Ｃａ：０％超０．０５％以下、
   ＲＥＭ：０％超０．０５％以下、
   Ｍｇ：０％超０．０２％以下、
   Ｌｉ：０％超０．０２％以下、
   Ｐｂ：０％超０．５％以下、および
   Ｂｉ：０％超０．５％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含むものである請求項１〜５のいずれかに記載の熱延鋼板。