JP2001316762A - 耐常温時効性と歪時効特性に優れる熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
耐常温時効性と歪時効特性に優れる熱延鋼板およびその製造方法Info
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- JP2001316762A JP2001316762A JP2000133264A JP2000133264A JP2001316762A JP 2001316762 A JP2001316762 A JP 2001316762A JP 2000133264 A JP2000133264 A JP 2000133264A JP 2000133264 A JP2000133264 A JP 2000133264A JP 2001316762 A JP2001316762 A JP 2001316762A
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Abstract
(57)【要約】
【課 題】 優れた耐常温時効性を有し、しかも加工−
塗装焼付け処理相当の歪時効処理後に高い変形応力を示
し、自動車の内装材として好適な、耐常温時効性と歪時
効特性に優れる熱延鋼板およびその製造方法を提供す
る。 【解決手段】 Ｎを0.005 〜0.020 ％含有し、Al量とＮ
量が所定の関係を満たす鋼を熱間圧延し、その際、仕上
圧延終了温度をAr3 の10〜100 ℃高温側の範囲に制御
し、さらに巻取温度をAl量とＮ量に応じて特定の範囲に
制御することにより、耐常温時効性に優れるとともに、
歪時効処理（歪量εP の予歪＋170 ℃×20分の熱処理）
後に歪量0.05の歪を付与した際には、歪時効処理を行わ
ずに歪量（ε P ＋0.05）の歪を付与する場合に比較して
Δσ（≧1000・εP ）だけ高い変形応力σ(MPa) で応じ
る特性を有する熱延鋼板を得る。
塗装焼付け処理相当の歪時効処理後に高い変形応力を示
し、自動車の内装材として好適な、耐常温時効性と歪時
効特性に優れる熱延鋼板およびその製造方法を提供す
る。 【解決手段】 Ｎを0.005 〜0.020 ％含有し、Al量とＮ
量が所定の関係を満たす鋼を熱間圧延し、その際、仕上
圧延終了温度をAr3 の10〜100 ℃高温側の範囲に制御
し、さらに巻取温度をAl量とＮ量に応じて特定の範囲に
制御することにより、耐常温時効性に優れるとともに、
歪時効処理（歪量εP の予歪＋170 ℃×20分の熱処理）
後に歪量0.05の歪を付与した際には、歪時効処理を行わ
ずに歪量（ε P ＋0.05）の歪を付与する場合に比較して
Δσ（≧1000・εP ）だけ高い変形応力σ(MPa) で応じ
る特性を有する熱延鋼板を得る。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】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、耐常温時効性
と歪時効特性に優れる熱延鋼板およびその製造方法に関
する。本発明において、組成の成分含有量を表す％は質
量パーセント、組織の主相は体積率50〜100 ％の相、歪
は真歪、応力は真応力を意味する。
材、足周り部材等の使途に供して好適な、耐常温時効性
と歪時効特性に優れる熱延鋼板およびその製造方法に関
する。本発明において、組成の成分含有量を表す％は質
量パーセント、組織の主相は体積率50〜100 ％の相、歪
は真歪、応力は真応力を意味する。
【０００２】
【従来の技術】近年、自動車用鋼板には、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、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いう目的
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撃性の向上が望まれている。
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、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いう目的
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撃性の向上が望まれている。
【０００３】高強度化による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
加工がしやすく、塗装時の焼付けによって強度を増加さ
せる、いわゆる焼付け硬化性（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、特開平６−73498 号公報、特開平７−2685
44号公報）。しかしながら、これらの技術で得られるＢ
Ｈ性の向上は、降伏強さのみが増加するものであり、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衝撃性の向上にはつながらない。
した高強度化技術としては、成形時には比較的低強度で
加工がしやすく、塗装時の焼付けによって強度を増加さ
せる、いわゆる焼付け硬化性（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、特開平６−73498 号公報、特開平７−2685
44号公報）。しかしながら、これらの技術で得られるＢ
Ｈ性の向上は、降伏強さのみが増加するものであり、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衝撃性の向上にはつながらない。
【０００４】一方、特開平１−180917号公報には、Ｃ：
0.030 〜0.100 ％、Ｎ：0.0015〜0.0150％、Al：0.025
〜0.100 ％を含有する鋼を、1200℃以下に加熱し、（Ar
3 ＋30℃）〜950 ℃の温度で仕上圧延を行い、圧延後３
秒以内に30℃/s以上の冷却速度で500 ℃/s以下まで急冷
し、400 〜500 ℃で巻き取る、加工性、焼付け硬化性に
優れた熱延鋼板の製造方法が記載されている。この技術
では、圧延後急冷し、鋼板中のＣ，Ｎの固溶量を増加さ
せることによってＢＨ性の向上を図っている。
0.030 〜0.100 ％、Ｎ：0.0015〜0.0150％、Al：0.025
〜0.100 ％を含有する鋼を、1200℃以下に加熱し、（Ar
3 ＋30℃）〜950 ℃の温度で仕上圧延を行い、圧延後３
秒以内に30℃/s以上の冷却速度で500 ℃/s以下まで急冷
し、400 〜500 ℃で巻き取る、加工性、焼付け硬化性に
優れた熱延鋼板の製造方法が記載されている。この技術
では、圧延後急冷し、鋼板中のＣ，Ｎの固溶量を増加さ
せることによってＢＨ性の向上を図っている。
【０００５】また、特開平４−74824 号公報には、Ｃ：
0.02〜0.13％、Ｎ：0.0080〜0.0250％、sol.Al：0.10％
以下を含有する鋼を、1100℃以上に再加熱し、850 〜95
0 ℃の温度で仕上圧延を終了する熱間圧延に供し、つい
で15℃/s以上の冷却速度で、一気にあるいは途中空冷を
挟んで、350 ℃以下まで冷却したのち巻き取る、ＢＨ性
と加工性に優れた熱延鋼板の製造方法が記載されてい
る。
0.02〜0.13％、Ｎ：0.0080〜0.0250％、sol.Al：0.10％
以下を含有する鋼を、1100℃以上に再加熱し、850 〜95
0 ℃の温度で仕上圧延を終了する熱間圧延に供し、つい
で15℃/s以上の冷却速度で、一気にあるいは途中空冷を
挟んで、350 ℃以下まで冷却したのち巻き取る、ＢＨ性
と加工性に優れた熱延鋼板の製造方法が記載されてい
る。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、特開平
１−180917号公報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という問題を残してい
た。また、塗装焼付け処理後の降伏強さは増加するもの
の引張強さの増加が期待できないため、耐衝撃性の著し
い向上も期待できないという問題を残していた。また、
特開平４−74824号公報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
複合組織を有するものであり、加工−塗装焼付け処理後
の引張強さは増加するが、耐常温時効性は、その向上に
対する配慮がなく、劣化するという問題を残していた。
１−180917号公報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という問題を残してい
た。また、塗装焼付け処理後の降伏強さは増加するもの
の引張強さの増加が期待できないため、耐衝撃性の著し
い向上も期待できないという問題を残していた。また、
特開平４−74824号公報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
複合組織を有するものであり、加工−塗装焼付け処理後
の引張強さは増加するが、耐常温時効性は、その向上に
対する配慮がなく、劣化するという問題を残していた。
【０００７】本発明は、前記従来技術の限界を打破し、
加工前では優れた耐常温時効性を有し、しかも加工−塗
装焼付け処理相当の歪時効処理後に高い変形応力を示
し、自動車の内装材として好適な、耐常温時効性と歪時
効特性に優れる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。
加工前では優れた耐常温時効性を有し、しかも加工−塗
装焼付け処理相当の歪時効処理後に高い変形応力を示
し、自動車の内装材として好適な、耐常温時効性と歪時
効特性に優れる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。
【０００８】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、加工−塗
装焼付け処理により、鋼板の変形初期における加工硬化
指数ｎ値を大きくすることが可能となれば、変形時の応
力を高い値とすることが可能となり、衝突時の吸収エネ
ルギーが格段に増加して、耐衝撃特性の向上が可能とな
ることに着目した。そして、熱延鋼板のフェライト結晶
粒径を微細化した上で、鋼板中に固溶Ｎを所定量含有さ
せれば、加工−塗装焼付け処理後の鋼板の変形初期にお
けるｎ値を著しく上昇させ得ることを見出し、さらに、
結晶粒が微細な鋼板中に存在する固溶Ｎは常温において
拡散がさほど生じず、耐常温時効性に優れるという知見
を得た。
装焼付け処理により、鋼板の変形初期における加工硬化
指数ｎ値を大きくすることが可能となれば、変形時の応
力を高い値とすることが可能となり、衝突時の吸収エネ
ルギーが格段に増加して、耐衝撃特性の向上が可能とな
ることに着目した。そして、熱延鋼板のフェライト結晶
粒径を微細化した上で、鋼板中に固溶Ｎを所定量含有さ
せれば、加工−塗装焼付け処理後の鋼板の変形初期にお
けるｎ値を著しく上昇させ得ることを見出し、さらに、
結晶粒が微細な鋼板中に存在する固溶Ｎは常温において
拡散がさほど生じず、耐常温時効性に優れるという知見
を得た。
【０００９】そして、変形初期におけるｎ値の増加が期
待できるほどの結晶粒の微細化は、熱間仕上圧延時の合
計圧下率を90％以上、圧延終了温度ＦＤＴを（Ar3 ＋10
℃）〜（Ar3 ＋100 ℃）とし、この仕上圧延終了後0.5
秒以内に（Ar3 -100℃）以下まで冷却速度50℃/s以上で
冷却することにより達成でき、また、固溶Ｎを熱延鋼板
中に耐常温時効性を劣化させない範囲で残存させるに
は、仕上圧延後の冷却条件を上記の条件とするとともに
鋼組成を質量百分率でＮ−(14/28) Al≦0.012 ％を満足
し、かつ、Ｎ：0.005 〜0.012 ％、Al：0.01〜0.1 ％を
含有するものとした上で、熱間圧延工程における巻取温
度をAlおよびＮの含有量から定まる所定の温度範囲とす
ることにより達成できることを見出し、以下の〔１〕〜
〔５〕に記載される本発明を完成するに至った。
待できるほどの結晶粒の微細化は、熱間仕上圧延時の合
計圧下率を90％以上、圧延終了温度ＦＤＴを（Ar3 ＋10
℃）〜（Ar3 ＋100 ℃）とし、この仕上圧延終了後0.5
秒以内に（Ar3 -100℃）以下まで冷却速度50℃/s以上で
冷却することにより達成でき、また、固溶Ｎを熱延鋼板
中に耐常温時効性を劣化させない範囲で残存させるに
は、仕上圧延後の冷却条件を上記の条件とするとともに
鋼組成を質量百分率でＮ−(14/28) Al≦0.012 ％を満足
し、かつ、Ｎ：0.005 〜0.012 ％、Al：0.01〜0.1 ％を
含有するものとした上で、熱間圧延工程における巻取温
度をAlおよびＮの含有量から定まる所定の温度範囲とす
ることにより達成できることを見出し、以下の〔１〕〜
〔５〕に記載される本発明を完成するに至った。
【００１０】〔１〕質量百分率で、Ｃ：0.01〜0.16％、
Si：2.0 ％以下、Mn：0.01〜3.0 ％、Ｐ：0.1 ％以下、
Ｓ：0.005 ％以下、Al：0.01〜0.1 ％、Ｎ：0.005 〜0.
020％うち固溶Ｎ：0.0050〜0.0120％を含有し、かつＮ
−(14/28)Al ≦0.012 ％を満足し、残部Feおよび不可避
的不純物からなる組成、および、平均結晶粒径8.0 μｍ
以下のフェライトを主相とする組織を有し、一軸引張に
て歪量εp が0.02以上0.1 以下の予歪を付与後、170 ℃
×20分の熱処理を行う歪時効処理の後、さらに一軸引張
により歪量0.02の歪を付与したときのｎ値が、前記歪時
効処理を行わずに一軸引張にて歪量（εp ＋0.02）の歪
を付与したときのｎ値に比較して、下記(1) 式で定まる
Δｎだけ高いことを特徴とする耐常温時効性と歪時効特
性に優れる熱延鋼板。
Si：2.0 ％以下、Mn：0.01〜3.0 ％、Ｐ：0.1 ％以下、
Ｓ：0.005 ％以下、Al：0.01〜0.1 ％、Ｎ：0.005 〜0.
020％うち固溶Ｎ：0.0050〜0.0120％を含有し、かつＮ
−(14/28)Al ≦0.012 ％を満足し、残部Feおよび不可避
的不純物からなる組成、および、平均結晶粒径8.0 μｍ
以下のフェライトを主相とする組織を有し、一軸引張に
て歪量εp が0.02以上0.1 以下の予歪を付与後、170 ℃
×20分の熱処理を行う歪時効処理の後、さらに一軸引張
により歪量0.02の歪を付与したときのｎ値が、前記歪時
効処理を行わずに一軸引張にて歪量（εp ＋0.02）の歪
を付与したときのｎ値に比較して、下記(1) 式で定まる
Δｎだけ高いことを特徴とする耐常温時効性と歪時効特
性に優れる熱延鋼板。
【００１１】記 Δｎ＝κ・εp …(1) ここに、κは1.0 以上の定数 〔２〕質量百分率で、Ｃ：0.01〜0.16％、Si：2.0 ％以
下、Mn：0.01〜3.0 ％、Ｐ：0.1 ％以下、Ｓ：0.005 ％
以下、Al：0.01〜0.1 ％、Ｎ：0.005 〜0.020％うち固
溶Ｎ：0.0050〜0.0120％を含有し、かつＮ−(14/28) Al
≦0.012 ％を満足し、残部Feおよび不可避的不純物から
なる組成、および、平均結晶粒径8.0 μｍ以下のフェラ
イトを主相とする組織を有し、一軸引張により歪量εp
が0.02以上0.1 以下の予歪を付与後、170 ℃×20分の熱
処理を行う歪時効処理後、さらに、歪量0.05の歪を加え
たときの応力が、前記歪時効処理を行わずに歪量（εp
＋0.05）の歪を加えたときの応力に対して下記(2) 式で
定まる増分Δσ(MPa) だけ高くなる特性を有することを
特徴とする耐常温時効性と歪時効特性に優れる熱延鋼
板。
下、Mn：0.01〜3.0 ％、Ｐ：0.1 ％以下、Ｓ：0.005 ％
以下、Al：0.01〜0.1 ％、Ｎ：0.005 〜0.020％うち固
溶Ｎ：0.0050〜0.0120％を含有し、かつＮ−(14/28) Al
≦0.012 ％を満足し、残部Feおよび不可避的不純物から
なる組成、および、平均結晶粒径8.0 μｍ以下のフェラ
イトを主相とする組織を有し、一軸引張により歪量εp
が0.02以上0.1 以下の予歪を付与後、170 ℃×20分の熱
処理を行う歪時効処理後、さらに、歪量0.05の歪を加え
たときの応力が、前記歪時効処理を行わずに歪量（εp
＋0.05）の歪を加えたときの応力に対して下記(2) 式で
定まる増分Δσ(MPa) だけ高くなる特性を有することを
特徴とする耐常温時効性と歪時効特性に優れる熱延鋼
板。
【００１２】記 Δσ≧1000・εp …(2) 〔３〕前記組成がさらに、下記Ａ群および／またはＢ群
を含有することを特徴とする〔１〕または〔２〕に記載
の耐常温時効性と歪時効特性に優れる熱延鋼板。
を含有することを特徴とする〔１〕または〔２〕に記載
の耐常温時効性と歪時効特性に優れる熱延鋼板。
【００１３】記 Ａ群：Cr：0.1 〜1.5 ％、Mo：0.1 〜1.5 ％のうちの１
種または２種 Ｂ群：Ti：0.001 〜0.1 ％、Nb：0.001 〜0.1 ％のうち
の１種または２種 〔４〕質量百分率で、Ｃ：0.01〜0.16％、Si：2.0 ％以
下、Mn：0.01〜3.0 ％、Ｐ：0.1 ％以下、Ｓ：0.005 ％
以下、Al：0.01〜0.1 ％、Ｎ：0.005 〜0.020％を含有
し、かつＮ−(14/28) Al≦0.012 ％を満足し、あるいは
さらに下記Ａ群および／またはＢ群を含有する組成を有
する鋼を、1080〜1300℃に加熱後、粗圧延し、次いで合
計圧下率：90％以上、圧延終了温度ＦＤＴ：（Ar3 ＋10
℃）〜（Ar3 ＋100 ℃）になる仕上圧延を施し、該仕上
圧延の終了後0.5 秒以内に（Ar3 −100 ℃）以下の温度
まで冷却速度50℃/s以上で冷却し、次いで下記(3) 式ま
たは(4) 式を満たす巻取温度ＣＴ（℃）で巻取ることを
特徴とする耐常温時効性と歪時効特性に優れる熱延鋼板
の製造方法。
種または２種 Ｂ群：Ti：0.001 〜0.1 ％、Nb：0.001 〜0.1 ％のうち
の１種または２種 〔４〕質量百分率で、Ｃ：0.01〜0.16％、Si：2.0 ％以
下、Mn：0.01〜3.0 ％、Ｐ：0.1 ％以下、Ｓ：0.005 ％
以下、Al：0.01〜0.1 ％、Ｎ：0.005 〜0.020％を含有
し、かつＮ−(14/28) Al≦0.012 ％を満足し、あるいは
さらに下記Ａ群および／またはＢ群を含有する組成を有
する鋼を、1080〜1300℃に加熱後、粗圧延し、次いで合
計圧下率：90％以上、圧延終了温度ＦＤＴ：（Ar3 ＋10
℃）〜（Ar3 ＋100 ℃）になる仕上圧延を施し、該仕上
圧延の終了後0.5 秒以内に（Ar3 −100 ℃）以下の温度
まで冷却速度50℃/s以上で冷却し、次いで下記(3) 式ま
たは(4) 式を満たす巻取温度ＣＴ（℃）で巻取ることを
特徴とする耐常温時効性と歪時効特性に優れる熱延鋼板
の製造方法。
【００１４】記 Ａ群：Cr：0.1 〜1.5 ％、Mo：0.1 〜1.5 ％のうちの１
種または２種 Ｂ群：Ti：0.001 〜0.1 ％、Nb：0.001 〜0.1 ％のうち
の１種または２種 Ｎ≦0.012(%)のとき ＣＴ≦ 100・｛Ｎ-0.005｝/ ｛(14/28)Al ｝+T0-100 …(3) 0.012%＜Ｎ≦0.012+(14/28)Al(%)のとき 100・｛Ｎ-0.012｝/ ｛(14/28)Al ｝+T0-100 ≦ＣＴ≦ 100・｛Ｎ-0.005｝/ ｛(14/28)Al ｝+T0-100 …(4) ここに、T0＝ 680-200Ｃ+40Si-30Mn+500Ｐ+400Al-100Ｎ Ｃ，Si，Mn，Ｐ，Al，Ｎ：各元素含有量（質量百分率
（％）） 〔５〕前記巻取の後に、平均冷却速度10℃/h以上で300
℃以下まで冷却することを特徴とする〔４〕記載の耐常
温時効性と歪時効特性に優れる熱延鋼板の製造方法。
種または２種 Ｂ群：Ti：0.001 〜0.1 ％、Nb：0.001 〜0.1 ％のうち
の１種または２種 Ｎ≦0.012(%)のとき ＣＴ≦ 100・｛Ｎ-0.005｝/ ｛(14/28)Al ｝+T0-100 …(3) 0.012%＜Ｎ≦0.012+(14/28)Al(%)のとき 100・｛Ｎ-0.012｝/ ｛(14/28)Al ｝+T0-100 ≦ＣＴ≦ 100・｛Ｎ-0.005｝/ ｛(14/28)Al ｝+T0-100 …(4) ここに、T0＝ 680-200Ｃ+40Si-30Mn+500Ｐ+400Al-100Ｎ Ｃ，Si，Mn，Ｐ，Al，Ｎ：各元素含有量（質量百分率
（％）） 〔５〕前記巻取の後に、平均冷却速度10℃/h以上で300
℃以下まで冷却することを特徴とする〔４〕記載の耐常
温時効性と歪時効特性に優れる熱延鋼板の製造方法。
【００１５】
【発明の実施の形態】本発明における組成の限定理由は
以下の通りである。なお、各元素の含有量％は質量百分
率を示すものとする。 Ｃ：0.01〜0.16％ Ｃは、鋼の強度を増加させる元素であり、強度確保の観
点から0.01％以上を必要とするが、一方、0.16％を超え
て含有すると溶接性が劣化するので、0.01〜0.16％とす
る。就中0.03〜0.1 ％が好ましい。
以下の通りである。なお、各元素の含有量％は質量百分
率を示すものとする。 Ｃ：0.01〜0.16％ Ｃは、鋼の強度を増加させる元素であり、強度確保の観
点から0.01％以上を必要とするが、一方、0.16％を超え
て含有すると溶接性が劣化するので、0.01〜0.16％とす
る。就中0.03〜0.1 ％が好ましい。
【００１６】Si：2.0 ％以下 Siは、固溶強化により鋼の強度増加に寄与する元素であ
り、好ましくは0.003％以上の範囲で積極的に含有させ
るが、2.0 ％を超えると加工性を劣化させるため2.0 ％
以下とする。就中1.0 ％以下とすることが好ましい。 Mn：0.01〜3.0 ％ 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、0.01％以上の範囲で積極的に
含有させるが、3.0 ％を超えると加工性を劣化させるた
め3.0 以下とする。就中0.1 〜2.0 ％が好ましい。
り、好ましくは0.003％以上の範囲で積極的に含有させ
るが、2.0 ％を超えると加工性を劣化させるため2.0 ％
以下とする。就中1.0 ％以下とすることが好ましい。 Mn：0.01〜3.0 ％ 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、0.01％以上の範囲で積極的に
含有させるが、3.0 ％を超えると加工性を劣化させるた
め3.0 以下とする。就中0.1 〜2.0 ％が好ましい。
【００１７】Ｐ：0.005 〜0.2 ％ Ｐは、溶接性の劣化と粒界脆化をもたらすため、0.1 ％
以下に制限する必要がある。 Ｓ：0.005 ％以下 Ｓは、Mnとの析出物を生成することにより局部延性を低
下させるため、0.005％以下に制限する必要がある。
以下に制限する必要がある。 Ｓ：0.005 ％以下 Ｓは、Mnとの析出物を生成することにより局部延性を低
下させるため、0.005％以下に制限する必要がある。
【００１８】Al：0.01〜0.1 ％ Alは、脱酸剤、かつ固溶Ｎ量の制御因子となる元素であ
るが、0.01％未満では固溶Ｎ量を十分に制御することが
できず、一方0.1 ％超では表面性状を劣化させるため、
0.01〜0.1 ％とする。就中0.01〜0.05％が好ましい。 Ｎ：0.005 〜0.020 ％うち固溶Ｎ：0.005 〜0.012 ％ Ｎは、本発明ではとくに重要な元素であり、鋼中に固溶
して加工−塗装焼付け処理後に降伏強さのみならず変形
時加工硬化指数ｎ値の上昇に寄与し、結果として、変形
応力をも顕著に増加させる働きをもつ。この働きは固溶
Ｎ：0.005 ％未満では不十分であり、一方、固溶Ｎ：0.
012 ％超では成形性が劣化するとともに耐常温時効性が
劣化するため、固溶Ｎは0.005 〜0.012 ％の範囲に限定
される。また、Ｎが0.005 ％未満では固溶Ｎが0.005 ％
に届かず、一方、Ｎが0.020 ％超では固溶Ｎが0.012 ％
を超えてしまうため、Ｎは0.005 〜0.020 ％とする。
るが、0.01％未満では固溶Ｎ量を十分に制御することが
できず、一方0.1 ％超では表面性状を劣化させるため、
0.01〜0.1 ％とする。就中0.01〜0.05％が好ましい。 Ｎ：0.005 〜0.020 ％うち固溶Ｎ：0.005 〜0.012 ％ Ｎは、本発明ではとくに重要な元素であり、鋼中に固溶
して加工−塗装焼付け処理後に降伏強さのみならず変形
時加工硬化指数ｎ値の上昇に寄与し、結果として、変形
応力をも顕著に増加させる働きをもつ。この働きは固溶
Ｎ：0.005 ％未満では不十分であり、一方、固溶Ｎ：0.
012 ％超では成形性が劣化するとともに耐常温時効性が
劣化するため、固溶Ｎは0.005 〜0.012 ％の範囲に限定
される。また、Ｎが0.005 ％未満では固溶Ｎが0.005 ％
に届かず、一方、Ｎが0.020 ％超では固溶Ｎが0.012 ％
を超えてしまうため、Ｎは0.005 〜0.020 ％とする。
【００１９】なお、固溶Ｎ量は、電解抽出法による窒化
物中Ｎ分析値を湿式法による全Ｎ分析値から差し引くこ
とにより測定される。 Ｎ−(14/28) Al≦0.012 ％ Ｎ−(14/28)Al は、0.012 ％超では固溶Ｎを0.012 ％未
満に制御するのが困難になるため、0.012 ％以下に制限
される。
物中Ｎ分析値を湿式法による全Ｎ分析値から差し引くこ
とにより測定される。 Ｎ−(14/28) Al≦0.012 ％ Ｎ−(14/28)Al は、0.012 ％超では固溶Ｎを0.012 ％未
満に制御するのが困難になるため、0.012 ％以下に制限
される。
【００２０】〔Ａ群〕Cr：0.1 〜1.5 ％、Mo：0.1 〜1.
5 ％のうちの１種または２種 Cr、Moは、いずれも固溶強化により鋼の強度を増加させ
る元素であるとともに、熱延後の冷却過程でオーステナ
イト（γ）を安定化し二相組織を形成しやすくする効果
もある。かかる効果は0.1 ％以上で認められる。一方、
1.5 ％を超えると成形性、めっき性、スポット溶接性を
劣化させる。よって、Cr、Moとも0.1 〜1.5 ％が好まし
い。
5 ％のうちの１種または２種 Cr、Moは、いずれも固溶強化により鋼の強度を増加させ
る元素であるとともに、熱延後の冷却過程でオーステナ
イト（γ）を安定化し二相組織を形成しやすくする効果
もある。かかる効果は0.1 ％以上で認められる。一方、
1.5 ％を超えると成形性、めっき性、スポット溶接性を
劣化させる。よって、Cr、Moとも0.1 〜1.5 ％が好まし
い。
【００２１】〔Ｂ群〕Ti：0.001 〜0.1 ％、Nb：0.001
〜0.1 ％のうちの１種または２種 Ti、Nbはいずれも炭化物、窒化物、硫化物を形成し強度
および靱性の向上に寄与する。これらの効果は、0.001
％以上で認められるが、0.1 ％を超えるとＢＨ性に寄与
するＣ、Ｎが減少し、所望のＢＨ性を確保しにくくな
る。よって、Ti、Nbとも0.001 〜0.1 ％が好ましい。
〜0.1 ％のうちの１種または２種 Ti、Nbはいずれも炭化物、窒化物、硫化物を形成し強度
および靱性の向上に寄与する。これらの効果は、0.001
％以上で認められるが、0.1 ％を超えるとＢＨ性に寄与
するＣ、Ｎが減少し、所望のＢＨ性を確保しにくくな
る。よって、Ti、Nbとも0.001 〜0.1 ％が好ましい。
【００２２】本発明に係る熱延鋼板では、以上の成分以
外の残部はFeおよび不可避的不純物である。不可避的不
純物のうち、とくにＯは、非金属介在物を形成し品質に
悪影響を及ぼすため0.01％以下に低減するのが好まし
い。本発明の熱延鋼板の組織は、平均結晶粒径8.0 μｍ
以下のフェライトを主相とする組織でなければならな
い。主相がフェライト以外では加工性に乏しく、また、
主相がフェライトであってフェライト粒径（フェライト
の平均結晶粒径）が8.0 μｍ超では、加工−塗装焼付け
処理後の変形応力が不十分なものとなる。なお、加工性
の点からはフェライト体積率65％以上が好ましい。
外の残部はFeおよび不可避的不純物である。不可避的不
純物のうち、とくにＯは、非金属介在物を形成し品質に
悪影響を及ぼすため0.01％以下に低減するのが好まし
い。本発明の熱延鋼板の組織は、平均結晶粒径8.0 μｍ
以下のフェライトを主相とする組織でなければならな
い。主相がフェライト以外では加工性に乏しく、また、
主相がフェライトであってフェライト粒径（フェライト
の平均結晶粒径）が8.0 μｍ超では、加工−塗装焼付け
処理後の変形応力が不十分なものとなる。なお、加工性
の点からはフェライト体積率65％以上が好ましい。
【００２３】また、前記組織が主相以外に第２相として
パーライト、ベイナイト、マルテンサイト、残留オース
テナイトの１種または２種以上を有すると、高価な合金
元素の多量添加を要さずに高強度化することができて好
ましい。第２相の体積率は加工性の観点から３〜30％が
好ましい。本発明の熱延鋼板は、一軸引張にて歪量εp
が0.02以上0.1 以下の範囲で予歪を付与後、170 ℃×20
分の熱処理を行う歪時効処理後、さらに一軸引張により
歪量0.02の歪を付与したときのｎ値が、前記歪時効処理
を行わずに歪量（εp ＋0.02）の歪を付与したときのｎ
値に比較して、Δｎ＝κ・εp だけ高い値を有する。こ
こでκは1.0 以上の定数である。
パーライト、ベイナイト、マルテンサイト、残留オース
テナイトの１種または２種以上を有すると、高価な合金
元素の多量添加を要さずに高強度化することができて好
ましい。第２相の体積率は加工性の観点から３〜30％が
好ましい。本発明の熱延鋼板は、一軸引張にて歪量εp
が0.02以上0.1 以下の範囲で予歪を付与後、170 ℃×20
分の熱処理を行う歪時効処理後、さらに一軸引張により
歪量0.02の歪を付与したときのｎ値が、前記歪時効処理
を行わずに歪量（εp ＋0.02）の歪を付与したときのｎ
値に比較して、Δｎ＝κ・εp だけ高い値を有する。こ
こでκは1.0 以上の定数である。
【００２４】従来鋼ではκの値が1.0 以上を満たしてい
なかったので、歪時効処理を行ったとしても、その後に
変形を加えた時には、ｎ値は歪時効処理を行っていない
場合に比較してさほど大きい値を示すことはなかった。
これに対し、本発明鋼ではκが1.0 以上という従来鋼に
ない高い値を示すので、歪時効処理を行った後に、変形
が加わった際には、0.02という歪量が低い初期変形領域
にて高いｎ値を示す。したがって、自動車部品として組
付けられる際に、成形後の部品を組立て、その後に170
℃×20分の塗装焼付け処理を行うという工程を経た場合
には、衝突等による変形を受ける際に歪量が0.02程度の
初期変形領域において大きく加工硬化して変形応力が高
くなるのである。
なかったので、歪時効処理を行ったとしても、その後に
変形を加えた時には、ｎ値は歪時効処理を行っていない
場合に比較してさほど大きい値を示すことはなかった。
これに対し、本発明鋼ではκが1.0 以上という従来鋼に
ない高い値を示すので、歪時効処理を行った後に、変形
が加わった際には、0.02という歪量が低い初期変形領域
にて高いｎ値を示す。したがって、自動車部品として組
付けられる際に、成形後の部品を組立て、その後に170
℃×20分の塗装焼付け処理を行うという工程を経た場合
には、衝突等による変形を受ける際に歪量が0.02程度の
初期変形領域において大きく加工硬化して変形応力が高
くなるのである。
【００２５】なお、本発明において、歪量εにおけるｎ
値の算出は、歪量ε-0.002における応力σ- と歪量ε+
0.002における応力σ+ から下記(5) 式により導出する
ものとする。 ｎ値＝｛ln( σ+ )-ln( σ- ) ｝／｛ln( ε+0.002)-ln( ε-0.002) ｝…(5) さらに、本発明の熱延鋼板は、一軸引張により歪量εp
が0.02以上0.1 以下の予歪を付与後170 ℃×20分の熱処
理を行う歪時効処理後、さらに、歪量0.05の歪を加えた
ときの応力が、前記歪時効処理を行わずに歪量（εp ＋
0.05）の歪を加えたときの応力に対する増分Δσ(MPa)
が1000・εp 以上という従来鋼にはない高い値となる。
これは、主に前述のように歪量0.02という変形初期にお
けるｎ値すなわち加工硬化が大きいことにより、歪量が
0.05程度の領域では変形応力が非常に高くなるためであ
る。
値の算出は、歪量ε-0.002における応力σ- と歪量ε+
0.002における応力σ+ から下記(5) 式により導出する
ものとする。 ｎ値＝｛ln( σ+ )-ln( σ- ) ｝／｛ln( ε+0.002)-ln( ε-0.002) ｝…(5) さらに、本発明の熱延鋼板は、一軸引張により歪量εp
が0.02以上0.1 以下の予歪を付与後170 ℃×20分の熱処
理を行う歪時効処理後、さらに、歪量0.05の歪を加えた
ときの応力が、前記歪時効処理を行わずに歪量（εp ＋
0.05）の歪を加えたときの応力に対する増分Δσ(MPa)
が1000・εp 以上という従来鋼にはない高い値となる。
これは、主に前述のように歪量0.02という変形初期にお
けるｎ値すなわち加工硬化が大きいことにより、歪量が
0.05程度の領域では変形応力が非常に高くなるためであ
る。
【００２６】したがって、本発明の熱延鋼板を部品に成
形後、170 ℃×20分という通常の塗装焼付け処理を行え
ば、該部品を変形させるには高い応力が必要となり、し
たがって、変形時の吸収エネルギーが大きくなって耐衝
撃特性が向上する。なお、本発明の鋼板は、歪時効処理
を行った後に変形させた場合には、変形初期領域から歪
量が大きい領域までの広範囲にわたり、歪時効処理を行
わない場合よりも高い応力が得られるが、歪時効処理後
の歪量0.05の歪を加えたときの応力で評価するものとす
る。
形後、170 ℃×20分という通常の塗装焼付け処理を行え
ば、該部品を変形させるには高い応力が必要となり、し
たがって、変形時の吸収エネルギーが大きくなって耐衝
撃特性が向上する。なお、本発明の鋼板は、歪時効処理
を行った後に変形させた場合には、変形初期領域から歪
量が大きい領域までの広範囲にわたり、歪時効処理を行
わない場合よりも高い応力が得られるが、歪時効処理後
の歪量0.05の歪を加えたときの応力で評価するものとす
る。
【００２７】そして、本発明の熱延鋼板は、50℃×400h
の常温時効処理前後の伸び減分が2.0 ％よりも小さい。
すなわち、本発明の熱延鋼板は、耐常温時効性に優れか
つ従来よりも格段に優れた歪時効特性を有する。なお、
本発明の熱延鋼板は、鋼板表面に、亜鉛、錫、クロム、
ニッケル等のめっき層を有するものであってもよい。
の常温時効処理前後の伸び減分が2.0 ％よりも小さい。
すなわち、本発明の熱延鋼板は、耐常温時効性に優れか
つ従来よりも格段に優れた歪時効特性を有する。なお、
本発明の熱延鋼板は、鋼板表面に、亜鉛、錫、クロム、
ニッケル等のめっき層を有するものであってもよい。
【００２８】次に、本発明に係る製造方法について説明
する。これは、基本的には、素材に対し、加熱→粗圧延
→仕上圧延→冷却→巻取を順次行うものである。素材
は、公知の溶製方法により〔４〕記載の組成になるよう
に溶製した溶鋼を、公知の連続鋳造法もしくは造塊法に
より鋳造してスラブ等の形状に凝固させたものが好まし
い。
する。これは、基本的には、素材に対し、加熱→粗圧延
→仕上圧延→冷却→巻取を順次行うものである。素材
は、公知の溶製方法により〔４〕記載の組成になるよう
に溶製した溶鋼を、公知の連続鋳造法もしくは造塊法に
より鋳造してスラブ等の形状に凝固させたものが好まし
い。
【００２９】加熱は、加熱炉等通常公知の装置にて行い
うる。ここで、加熱温度は、1080℃未満では窒化物が溶
解しにくくなって熱延板の固溶Ｎが不足し、一方、1300
℃超ではオーステナイト粒が粗大化して熱延板のフェラ
イト粒径が8.0 μｍ以下にならないため、1080〜1300℃
に限られる。就中1100〜1200℃がより好ましい。粗圧延
は、通常公知の粗圧延機にて行いうる。
うる。ここで、加熱温度は、1080℃未満では窒化物が溶
解しにくくなって熱延板の固溶Ｎが不足し、一方、1300
℃超ではオーステナイト粒が粗大化して熱延板のフェラ
イト粒径が8.0 μｍ以下にならないため、1080〜1300℃
に限られる。就中1100〜1200℃がより好ましい。粗圧延
は、通常公知の粗圧延機にて行いうる。
【００３０】仕上圧延は、通常公知の仕上圧延機にて行
いうる。なお、加熱後粗圧延前に公知の幅プレス装置に
て幅調整を行ってもよい。仕上圧延において、合計圧下
率が90％未満では、オーステナイト粒を十分に細かくす
ることができずフェライト粒径が8.0 μｍ以下にならな
いため、仕上圧延時の合計圧下率は90％以上とする。ま
た、圧延終了温度ＦＤＴについては、（Ar 3 ＋100 ℃）
超であるとフェライト変態前の歪エネルギーの蓄積が不
十分となり、一方、（Ar3 ＋10℃）未満であると変態前
の板厚方向歪分布が不均一となって、フェライト粒径が
8.0 μｍ以下にならないため、（Ar3 ＋10℃）〜（Ar3
＋100 ℃）に限定される。
いうる。なお、加熱後粗圧延前に公知の幅プレス装置に
て幅調整を行ってもよい。仕上圧延において、合計圧下
率が90％未満では、オーステナイト粒を十分に細かくす
ることができずフェライト粒径が8.0 μｍ以下にならな
いため、仕上圧延時の合計圧下率は90％以上とする。ま
た、圧延終了温度ＦＤＴについては、（Ar 3 ＋100 ℃）
超であるとフェライト変態前の歪エネルギーの蓄積が不
十分となり、一方、（Ar3 ＋10℃）未満であると変態前
の板厚方向歪分布が不均一となって、フェライト粒径が
8.0 μｍ以下にならないため、（Ar3 ＋10℃）〜（Ar3
＋100 ℃）に限定される。
【００３１】仕上圧延後の冷却は、仕上圧延終了から0.
5 秒を超えて開始したのではフェライト核発生数が不足
してフェライト微細化が図れないため、仕上圧延終了後
0.5秒以内に開始する。ここで、冷却速度は、50℃/sよ
り小さいとフェライト粒成長が進んでフェライト微細化
が図れないため、50℃/s以上とする。また、冷却停止温
度は、（Ar3 −100 ℃）よりも高いと巻取り後にフェラ
イト粒成長が進んでフェライト微細化が図れないため、
（Ar3 −100 ℃）以下とする。
5 秒を超えて開始したのではフェライト核発生数が不足
してフェライト微細化が図れないため、仕上圧延終了後
0.5秒以内に開始する。ここで、冷却速度は、50℃/sよ
り小さいとフェライト粒成長が進んでフェライト微細化
が図れないため、50℃/s以上とする。また、冷却停止温
度は、（Ar3 −100 ℃）よりも高いと巻取り後にフェラ
イト粒成長が進んでフェライト微細化が図れないため、
（Ar3 −100 ℃）以下とする。
【００３２】巻取では、巻取温度ＣＴが前記(3) 式また
は(4) 式を満たすように巻き取る必要がある。というの
は、Ｎ≦0.012 のとき、ＣＴが(3) 式の右辺値を超える
と固溶Ｎが0.005 ％を下回るためである。また、0.012
＜Ｎ≦0.012+(14/28)Al のとき、ＣＴが(4) 式の右辺値
を超えると固溶Ｎが0.005 ％を下回り、一方、ＣＴが
(4) 式の左辺値よりも小さいと固溶Ｎが0.012 ％を超え
るためである。
は(4) 式を満たすように巻き取る必要がある。というの
は、Ｎ≦0.012 のとき、ＣＴが(3) 式の右辺値を超える
と固溶Ｎが0.005 ％を下回るためである。また、0.012
＜Ｎ≦0.012+(14/28)Al のとき、ＣＴが(4) 式の右辺値
を超えると固溶Ｎが0.005 ％を下回り、一方、ＣＴが
(4) 式の左辺値よりも小さいと固溶Ｎが0.012 ％を超え
るためである。
【００３３】さらに、本発明では、巻取後の鋼（コイ
ル）を冷却するコイル冷却において、固溶Ｎ量が0.005
〜0.012 ％の範囲から逸脱するのを回避するために、少
なくとも300 ℃以下の温度領域まではコイルの最外周面
の平均冷却速度：10℃/h以上で冷却することが望まし
い。上記の製造方法によって得られた本発明の熱延鋼板
は、各種めっき用原板として好適であり、必要に応じて
その表面に各種めっき層を形成し、各種めっき鋼板とし
て使用することもできる。めっきの種類としては、電気
亜鉛めっき、溶融亜鉛めっき、電気錫めっき、電気クロ
ムめっき、電気ニッケルめっき等が挙げられ、いずれも
本発明の熱延鋼板の表面に形成されるめっき層として好
適である。
ル）を冷却するコイル冷却において、固溶Ｎ量が0.005
〜0.012 ％の範囲から逸脱するのを回避するために、少
なくとも300 ℃以下の温度領域まではコイルの最外周面
の平均冷却速度：10℃/h以上で冷却することが望まし
い。上記の製造方法によって得られた本発明の熱延鋼板
は、各種めっき用原板として好適であり、必要に応じて
その表面に各種めっき層を形成し、各種めっき鋼板とし
て使用することもできる。めっきの種類としては、電気
亜鉛めっき、溶融亜鉛めっき、電気錫めっき、電気クロ
ムめっき、電気ニッケルめっき等が挙げられ、いずれも
本発明の熱延鋼板の表面に形成されるめっき層として好
適である。
【００３４】
【実施例】転炉法で溶製し連続鋳造法でスラブとなした
表１に示す組成を有する鋼を表２に示す条件で熱間圧延
することにより熱延鋼板を製造した。
表１に示す組成を有する鋼を表２に示す条件で熱間圧延
することにより熱延鋼板を製造した。
【００３５】
【表１】
【００３６】
【表２】
【００３７】これら熱延鋼板について、組織試験、固溶
Ｎ定量、引張試験、歪時効試験、常温時効試験をを行っ
た。 (i) 組織試験 圧延方向に垂直な断面を適宜の腐食液で処理して現出さ
せた組織を光学顕微鏡で観察して同定した。また、画像
解析によりフェライト体積率およびフェライト粒径を測
定した。
Ｎ定量、引張試験、歪時効試験、常温時効試験をを行っ
た。 (i) 組織試験 圧延方向に垂直な断面を適宜の腐食液で処理して現出さ
せた組織を光学顕微鏡で観察して同定した。また、画像
解析によりフェライト体積率およびフェライト粒径を測
定した。
【００３８】(ii)固溶Ｎ定量 電解抽出法により熱延鋼板中に窒化物として存在するＮ
を分析し、その結果を表１のＮ分析値から差し引くこと
により求めた。 (iii) 引張試験 熱延鋼板から採取したJIS ５号引張試験片に、歪速度10
-3/sの引張試験を行って降伏強さＹＳ(MPa) 、引張強さ
ＴＳ(MPa) 、伸びＥＬ(%) を測定した。また、歪量が0.
07のときのｎ値（ｎ'0.07 と記す）を前記(5) 式により
算出した。さらに歪量が0.10のときの応力（σ'0.10 と
記す）を求めた。
を分析し、その結果を表１のＮ分析値から差し引くこと
により求めた。 (iii) 引張試験 熱延鋼板から採取したJIS ５号引張試験片に、歪速度10
-3/sの引張試験を行って降伏強さＹＳ(MPa) 、引張強さ
ＴＳ(MPa) 、伸びＥＬ(%) を測定した。また、歪量が0.
07のときのｎ値（ｎ'0.07 と記す）を前記(5) 式により
算出した。さらに歪量が0.10のときの応力（σ'0.10 と
記す）を求めた。
【００３９】(iv)歪時効試験 熱延鋼板から採取したJIS ５号引張試験片に、歪量0.05
の予歪を付与後、170℃×20分の熱処理を行った後、歪
速度10-3/sの引張試験を行い、応力−歪曲線から、予歪
を含めて総じて付与される歪量が0.07のときのｎ値（ｎ
0.07と記す）を前記(5) 式により算出し、κ＝（ｎ0.07
−ｎ'0.07 ）／0.05を求めた。
の予歪を付与後、170℃×20分の熱処理を行った後、歪
速度10-3/sの引張試験を行い、応力−歪曲線から、予歪
を含めて総じて付与される歪量が0.07のときのｎ値（ｎ
0.07と記す）を前記(5) 式により算出し、κ＝（ｎ0.07
−ｎ'0.07 ）／0.05を求めた。
【００４０】また、予歪を含めて総じて付与される歪量
が0.10のときの応力（σ0.10と記す）を求め、δ＝（σ
0.10−σ'0.10 ）／0.05を求めた。 (v) 常温時効試験 熱延鋼板から採取したJIS 13 B号引張試験片に、50℃×
400hの常温時効処理後、歪速度10-3/sの引張試験を行っ
て伸びＥＬA (%) を測定し、熱延ままとの伸び差ΔEL
(%) ＝ＥＬA −ＥＬを求めた。
が0.10のときの応力（σ0.10と記す）を求め、δ＝（σ
0.10−σ'0.10 ）／0.05を求めた。 (v) 常温時効試験 熱延鋼板から採取したJIS 13 B号引張試験片に、50℃×
400hの常温時効処理後、歪速度10-3/sの引張試験を行っ
て伸びＥＬA (%) を測定し、熱延ままとの伸び差ΔEL
(%) ＝ＥＬA −ＥＬを求めた。
【００４１】これら試験の結果を表３に示す。
【００４２】
【表３】
【００４３】表３より、本発明の実施例は、κが1.0 以
上の値を示しており、歪時効処理を行った後には、変形
する際には0.02という低歪領域においてｎ値が非常に大
きい値を示す。また、本発明の実施例はδの値が1000以
上を示しており、歪時効処理による変形応力の増加が大
きいことがわかる。このような特性を示していることに
より、変形時における、特に変形初期における吸収エネ
ルギーが大きくなり、耐衝撃特性の向上に寄与する。
上の値を示しており、歪時効処理を行った後には、変形
する際には0.02という低歪領域においてｎ値が非常に大
きい値を示す。また、本発明の実施例はδの値が1000以
上を示しており、歪時効処理による変形応力の増加が大
きいことがわかる。このような特性を示していることに
より、変形時における、特に変形初期における吸収エネ
ルギーが大きくなり、耐衝撃特性の向上に寄与する。
【００４４】また、本発明の実施例は、ΔELの値（符号
をなくした値）がいずれも2.0 以下を達成しており、優
れた耐常温時効性を有していることがわかる。
をなくした値）がいずれも2.0 以下を達成しており、優
れた耐常温時効性を有していることがわかる。
【００４５】
【発明の効果】かくして本発明によれば、耐常温時効性
に優れ、加工−塗装焼付け処理後に従来になく高い変形
応力を示す、自動車の内装材として好適な熱延鋼板を安
定して供給することができるようになるという、産業上
の寄与大なる格段の効果を奏する。
に優れ、加工−塗装焼付け処理後に従来になく高い変形
応力を示す、自動車の内装材として好適な熱延鋼板を安
定して供給することができるようになるという、産業上
の寄与大なる格段の効果を奏する。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 上 力 千葉県千葉市中央区川崎町１番地 川崎製 鉄株式会社技術研究所内 (72)発明者 登坂 章男 千葉県千葉市中央区川崎町１番地 川崎製 鉄株式会社技術研究所内 Ｆターム(参考） 4K037 EA01 EA05 EA06 EA11 EA15 EA16 EA17 EA18 EA19 EA23 EA25 EA27 EA28 EA31 EB11 FA02 FA03 FC03 FC04 FD04 FE01 FE02 FL01 FL05 GA05 HA01 JA02 JA07
Claims (5)
- 【請求項１】 質量百分率で、Ｃ：0.01〜0.16％、Si：
2.0 ％以下、Mn：0.01〜3.0 ％、Ｐ：0.1 ％以下、Ｓ：
0.005 ％以下、Al：0.01〜0.1 ％、Ｎ：0.005 〜0.020
％うち固溶Ｎ：0.0050〜0.0120％を含有し、かつＮ−(1
4/28)Al ≦0.012 ％を満足し、残部Feおよび不可避的不
純物からなる組成、および、平均結晶粒径8.0 μｍ以下
のフェライトを主相とする組織を有し、一軸引張にて歪
量εp が0.02以上0.1 以下の予歪を付与後、170 ℃×20
分の熱処理を行う歪時効処理の後、さらに一軸引張によ
り歪量0.02の歪を付与したときのｎ値が、前記歪時効処
理を行わずに一軸引張にて歪量（εp ＋0.02）の歪を付
与したときのｎ値に比較して、下記(1) 式で定まるΔｎ
だけ高いことを特徴とする耐常温時効性と歪時効特性に
優れる熱延鋼板。 記 Δｎ＝κ・εp …(1) ここに、κは1.0 以上の定数 - 【請求項２】 質量百分率で、Ｃ：0.01〜0.16％、Si：
2.0 ％以下、Mn：0.01〜3.0 ％、Ｐ：0.1 ％以下、Ｓ：
0.005 ％以下、Al：0.01〜0.1 ％、Ｎ：0.005 〜0.020
％うち固溶Ｎ：0.0050〜0.0120％を含有し、かつＮ−(1
4/28) Al≦0.012 ％を満足し、残部Feおよび不可避的不
純物からなる組成、および、平均結晶粒径8.0 μｍ以下
のフェライトを主相とする組織を有し、一軸引張により
歪量εp が0.02以上0.1 以下の予歪を付与後、170 ℃×
20分の熱処理を行う歪時効処理後、さらに、歪量0.05の
歪を加えたときの応力が、前記歪時効処理を行わずに歪
量（εp ＋0.05）の歪を加えたときの応力に対して下記
(2) 式で定まる増分Δσ(MPa) だけ高くなる特性を有す
ることを特徴とする耐常温時効性と歪時効特性に優れる
熱延鋼板。 記 Δσ≧1000・εp …(2) - 【請求項３】 前記組成がさらに、下記Ａ群および／ま
たはＢ群を含有することを特徴とする請求項１または２
に記載の耐常温時効性と歪時効特性に優れる熱延鋼板。 記 Ａ群：Cr：0.1 〜1.5 ％、Mo：0.1 〜1.5 ％のうちの１
種または２種 Ｂ群：Ti：0.001 〜0.1 ％、Nb：0.001 〜0.1 ％のうち
の１種または２種 - 【請求項４】 質量百分率で、Ｃ：0.01〜0.16％、Si：
2.0 ％以下、Mn：0.01〜3.0 ％、Ｐ：0.1 ％以下、Ｓ：
0.005 ％以下、Al：0.01〜0.1 ％、Ｎ：0.005 〜0.020
％を含有し、かつＮ−(14/28) Al≦0.012 ％を満足し、
あるいはさらに下記Ａ群および／またはＢ群を含有する
組成を有する鋼を、1080〜1300℃に加熱後、粗圧延し、
次いで合計圧下率：90％以上、圧延終了温度ＦＤＴ：
（Ar3 ＋10℃）〜（Ar3 ＋100 ℃）になる仕上圧延を施
し、該仕上圧延の終了後0.5 秒以内に（Ar3 −100 ℃）
以下の温度まで冷却速度50℃/s以上で冷却し、次いで下
記(3) 式または(4) 式を満たす巻取温度ＣＴ（℃）で巻
取ることを特徴とする耐常温時効性と歪時効特性に優れ
る熱延鋼板の製造方法。 記 Ａ群：Cr：0.1 〜1.5 ％、Mo：0.1 〜1.5 ％のうちの１
種または２種 Ｂ群：Ti：0.001 〜0.1 ％、Nb：0.001 〜0.1 ％のうち
の１種または２種 Ｎ≦0.012(%)のとき ＣＴ≦ 100・｛Ｎ-0.005｝/ ｛(14/28)Al ｝+T0-100 …(3) 0.012%＜Ｎ≦0.012+(14/28)Al(%)のとき 100・｛Ｎ-0.012｝/ ｛(14/28)Al ｝+T0-100 ≦ＣＴ≦ 100・｛Ｎ-0.005｝/ ｛(14/28)Al ｝+T0-100 …(4) ここに、T0＝ 680-200Ｃ+40Si-30Mn+500Ｐ+400Al-100Ｎ Ｃ，Si，Mn，Ｐ，Al，Ｎ：各元素含有量（質量百分率
（％）） - 【請求項５】 前記巻取の後に、平均冷却速度10℃/h以
上で300 ℃以下まで冷却することを特徴とする請求項４
記載の耐常温時効性と歪時効特性に優れる熱延鋼板の製
造方法。
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