JP2002003997A - 歪時効硬化特性に優れた熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 プレス成形性と、プレス成形後に比較的低い
温度での熱処理によって引張強さが極めて大きく上昇す
る歪時効硬化特性に優れた高張力熱延鋼板およびその製
造方法を提案する。 【解決手段】 Ｃ：0.15％以下、Si：2.0 ％以下、Mn：
3.0 ％以下とし、Ｐ、Ｓ、Al、Ｎを調整したうえで、C
u：0.5 〜3.0 ％、またはCr、Mo、Ｗのうちの１種また
は２種以上を合計で2.0 ％以下を含む組成を有する鋼ス
ラブに、ＦＤＴをＡr₃変態点以上とする熱間圧延を施
し、圧延終了後、５℃/s以上の冷却速度でAr₃〜Ar₁ 変
態点の温度域まで冷却し、該温度域で空冷または徐冷し
たのち、再び５℃/s以上で冷却して、550 ℃以下で巻き
取り、フェライトと、面積率で２％以上のマルテンサイ
トを含む複合組織とする。これにより、プレス成形性に
優れ、かつΔＴＳ：80MPa 以上になる歪時効硬化特性に
優れた鋼板となる。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、主として自動車用
熱延鋼板に係り、とくに、曲げ加工性、伸びフランジ加
工性、絞り加工性等のプレス成形性が良好で、しかもプ
レス成形後の熱処理により引張強さが顕著に増加する、
極めて大きな歪時効硬化特性を有する熱延鋼板およびそ
の製造方法に関する。本発明でいう極めて大きな歪時効
硬化特性、すなわち「歪時効硬化特性に優れる」とは、
ΔＴＳ：80MPa 以上になる歪時効硬化特性を有すること
を意味する。本発明において、ΔＴＳとは、塑性歪量５
％以上の予変形処理後、150 〜 350℃の範囲の温度で保
持時間：30ｓ以上の熱処理を施したときの、熱処理前後
の引張強さ増加量｛＝（熱処理後の引張強さ）−（予変
形処理前の引張強さ）｝を意味する。

【０００２】

【従来の技術】近年、地球環境の保全問題からの排出ガ
ス規制に関連して、自動車の車体重量の軽減が極めて重
要な課題となっている。最近、車体重量の軽減のため
に、自動車用鋼板を高強度化して鋼板板厚を低減するこ
とが検討されている。鋼板を素材とする自動車の車体用
部品の多くがプレス加工により成形されるため、使用さ
れる熱延鋼板には、優れたプレス成形性を有することが
要求される。優れたプレス成形性を有する鋼板となるた
めには、まず低い降伏強さと高い延性を確保することが
肝要となる。また、伸びフランジ成形が多用される場合
もあり、高い穴拡げ率を有することも必要となる。しか
し、一般に、鋼板を高強度化すると、降伏強さが上昇し
形状凍結性が劣化するとともに、延性が低下し、穴拡げ
率が低下して、プレス成形性が低下する傾向となる。こ
のため、従来から、高い延性を有し、プレス成形性に優
れた高強度熱延鋼板が要望されていた。

【０００３】また最近では、衝突時に乗員を保護するた
め、自動車車体の安全性が重視され、そのために衝突時
における安全性の目安となる耐衝撃特性の向上が要求さ
れている。耐衝撃特性の向上には、完成車での強度が高
いほど有利になる。したがって、自動車部品の成形時に
は、強度が低く、高い延性を有してプレス成形性に優
れ、完成品となった時点には、強度が高くて耐衝撃特性
に優れる熱延鋼板が最も強く望まれていた。

【０００４】このような要望に対し、プレス成形性と高
強度化とを両立させた鋼板が開発された。この鋼板は、
プレス加工後に通常100 〜200 ℃の高温保持を含む塗装
焼付処理を施すと降伏応力が上昇する塗装焼付硬化型鋼
板である。この鋼板では、最終的に固溶状態で残存する
Ｃ量（固溶Ｃ量）を適正範囲に制御し、プレス成形時に
は軟質で、形状凍結性、延性を確保し、プレス成形後に
行われる塗装焼付処理時に、残存する固溶Ｃがプレス成
形時に導入された転位に固着して、転位の移動を妨げ、
降伏応力を上昇させる。しかしながら、この塗装焼付硬
化型自動車用鋼板では、降伏応力は上昇させることがで
きるものの、引張強さまでは上昇させることができなか
った。

【０００５】また、特公平5-24979 号公報には、Ｃ：0.
08〜0.20％、Mn：1.5 〜3.5 ％を含み残部Feおよび不可
避的不純物からなる成分組成を有し、組織がフェライト
量５％以下の均一なベイナイトもしくは一部マルテンサ
イトを含むベイナイトで構成された焼付硬化性高張力冷
延薄鋼板が開示されている。特公平5-24979 号公報に記
載された冷延鋼板は、連続焼鈍後の冷却過程で400 〜20
0 ℃の温度範囲を急冷し、その後を徐冷とすることによ
り、組織を従来のフェライト主体の組織からベイナイト
主体の組織として、従来になかった高い焼付硬化量を得
ようとするものである。

【０００６】しかしながら、特公平5-24979 号公報に記
載された鋼板では、塗装焼付け後に降伏強さが上昇し従
来になかった高い焼付け硬化量が得られるものの、依然
として引張強さまでは上昇させることができず、耐衝撃
特性の向上が期待できないという問題があった。プレス
成形後に熱処理を施し、降伏応力のみならず引張強さを
も上昇させようとする熱延鋼板が、いくつか提案されて
いる。

【０００７】例えば、特公平8-23048 号公報には、Ｃ：
0.02〜0.13％、Si：2.0 ％以下、Mn：0.6 〜2.5 ％、so
l.Al：0.10％以下、Ｎ：0.0080〜0.0250％を含む鋼を、
1100℃以上に再加熱し、850 〜950 ℃で仕上圧延を終了
する熱間圧延を施し、ついで15℃/s以上の冷却速度で15
0 ℃未満の温度まで冷却し巻取り、フェライトとマルテ
ンサイトを主体とする複合組織とする、熱延鋼板の製造
方法が提案されている。しかしながら、特公平8-23048
号公報に記載された技術で製造された鋼板では、歪時効
硬化により降伏応力とともに引張強さが増加するもの
の、150 ℃未満という極めて低い巻取温度で巻き取るた
め、機械的特性の変動が大きいという問題があった。ま
た、プレス成形−塗装焼付処理後の降伏応力の増加量の
ばらつきが大きく、さらに、穴拡げ率（λ）が低く、伸
びフランジ加工性が低下しプレス成形性が不足するとい
う問題もあった。

【０００８】また、特許第2802513 号公報には、熱延板
をめっき原板とする溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法が提
案されている。この方法は、Ｃ：0.05％以下、Mn：0.05
〜0.5 ％、Al：0.1 ％以下、Cu：0.8 〜2.0 ％を含む鋼
スラブを巻取温度：530 ℃以下の条件で熱間圧延を行
い、続いて530 ℃以下の温度に加熱し鋼板表面を還元し
たのち、溶融亜鉛めっきを施すことにより、成形後の熱
処理による著しい硬化が得られるとしている。しかしな
がら、この方法で製造された鋼板では、成形後熱処理に
より著しい硬化を得るためには、熱処理温度を500 ℃以
上とする必要があり、熱処理温度が高く、実用上問題を
残していた。

【０００９】また、特開平10−310824号公報には、熱延
板あるいは冷延板をめっき原板とし、成形後の熱処理に
より強度上昇が期待できる合金化溶融亜鉛めっき鋼板の
製造方法が提案されている。この方法は、Ｃ：0.01〜0.
08％を含み、Si、Mn、Ｐ、Ｓ、Al、Ｎを適正量としたう
えで、Cr、Ｗ、Moの１種または２種以上を合計で0.05〜
3.0 ％含有する鋼を熱間圧延したのち、あるいはさらに
冷間圧延または、調質圧延し焼鈍したのち、溶融亜鉛め
っきを行い、その後加熱合金化処理を施すというもので
ある。この鋼板は、成形後、200 〜450 ℃の温度域で加
熱することにより引張強さが上昇するとされる。しかし
ながら、得られた鋼板は、ミクロ組織が、フェライト単
相、フェライト＋パーライト、またはフェライト＋べイ
ナイト組織であるため、高い延性と低い降伏強さが得ら
れず、プレス成形性が低下するという問題があった。

【００１０】また、特開平11-199975 号公報には、Ｃ：
0.03〜0.20％を含み、Si、Mn、Ｐ、Ｓ、Alを適正量とし
たうえで、Cu：0.2 〜2.0 ％とＢ：0.0002〜0.002 ％を
含み、ミクロ組織が、フェライトを主相とし、マルテン
サイトを第２相とする複合組織であり、フェライト相に
おけるCuの存在状態を２nm以下の固溶状態および／また
は析出状態とした、疲労特性に優れた加工用熱延鋼板が
提案されている。特開平11-199975 号公報に記載された
鋼板は、CuとＢを複合添加し、しかもCuの存在状態を2n
m 以下と極微細としてはじめて疲労限度比が著しく向上
するというものである。しかも、そのためには、Ａr₃変
態点以上で熱間仕上圧延を終了し、冷却過程のＡr₃〜Ａ
r₁変態点までの温度域で１〜10ｓ間空冷し、その後20℃
／ｓ以上の冷却速度で冷却し、350 ℃以下の温度で巻き
取ることを必須としている。このように巻取温度を350
℃以下という低温にすると、熱延鋼板の形状が大きく乱
れやすく、工業的に安定して製造できないという問題が
あった。

【００１１】

【発明が解決しようとする課題】本発明は、上記したよ
うに、極めて強い要求があるにもかかわらず、これらの
特性を満足する鋼板を工業的に安定して製造する技術が
これまでになかったことに鑑み成されたものであり、上
記した問題を有利に解決し、自動車用鋼板として好適
な、優れたプレス成形性を有し、かつプレス成形後に、
比較的低い温度での熱処理によって引張強さが極めて大
きく上昇する歪時効硬化特性に優れた高張力熱延鋼板お
よびこの高張力熱延鋼板を安定して生産ができる製造方
法を提案することを目的とする。

【００１２】

【課題を解決するための手段】本発明者らは、上記した
課題を達成するために、歪時効硬化特性におよぼす鋼板
組織と合金元素の影響について鋭意研究を重ねた。その
結果、Ｃ含有量を低炭素域とし、適正範囲内のCu、ある
いはCuに代えてMo、Cr、Ｗのうちの１種または２種以上
を含有して、さらに加えて、鋼板組織をフェライトとマ
ルテンサイトの複合組織とすることにより、予歪量：５
％以上とした予変形処理と150 ℃以上350 ℃以下の比較
的低い温度の熱処理後に、降伏応力の増加に加え、引張
強さも顕著に増加する高い歪時効硬化が得られることを
見いだした。また、このような高い歪時効硬化特性に加
えて、良好な延性、低い降伏強さ、高い穴拡げ率を有
し、プレス成形性に優れた鋼板となることを見いだし
た。

【００１３】まず、本発明者らが行った基礎的な実験結
果について説明する。質量％で、Ｃ：0.04％、Si：0.82
％、Mn：1.6 ％、Ｐ：0.01％、Ｓ：0.005 ％、Al：0.04
％、Ｎ：0.002 ％を含有し、Cuを0.3 ％、1.3 ％と変化
した組成を有するシートバーについて、1150℃に加熱−
均熱後、仕上圧延終了温度が850 ℃となるように３パス
圧延を行って板厚2.0mm としたのち、冷却条件と巻取り
温度を変化して、組織をフェライト単相からフェライト
＋マルテンサイトの複合組織を有する熱延板とした。

【００１４】これら熱延板について、引張試験を実施し
引張特性を調査した。さらに、これら熱延板から採取し
た試験片に引張予歪量５％の予変形処理を施し、ついで
50〜350 ℃×20min の熱処理を施したのち、引張試験を
実施し引張特性を求め、歪時効硬化特性を評価した。歪
時効硬化特性は、熱処理前後の引張強さ増加量ΔＴＳで
評価した。ΔＴＳは、熱処理を施した後の引張強さＴＳ
_HTと、熱処理を施さない場合の引張強さＴＳとの差（＝
（熱処理後の引張強さＴＳ_HT）−（予変形処理前の引張
強さＴＳ））とした。なお、引張試験は、JIS ５号引張
試験片を用いて実施した。

【００１５】図１に、ΔＴＳと鋼板（熱延板）組織との
関係におよぼすCu含有量の影響を示す。なお、ΔＴＳ
は、試験片に引張予歪量５％の予変形処理を施し、つい
で250℃×20min の熱処理を施して求めた。図１から、C
u含有量が1.3 質量％の場合には、鋼板組織をフェライ
ト＋マルテンサイトの複合組織にすることにより、ΔＴ
Ｓ：80MPa 以上になる高い歪時効硬化特性が得られるこ
とがわかる。Cu含有量が0.3 質量％の場合には、ΔＴ
Ｓ：80MPa 未満であり、鋼板組織をフェライト＋マルテ
ンサイトの複合組織にしても高い歪時効硬化特性は得ら
れない。

【００１６】このように、Cu含有量を適正範囲内とし、
フェライト＋マルテンサイトの複合組織とすることによ
り、高い歪時効硬化特性を有する熱延鋼板を製造するこ
とが可能であることがわかる。図２に、ΔＴＳと予変形
処理後の熱処理温度の関係におよぼすCu含有量の影響を
示す。なお、用いた熱延板は、熱間圧延終了後、20℃／
ｓの冷却速度で 700℃まで冷却し、ついで５ｓ間空冷し
た後、30℃／ｓの冷却速度で 450℃まで冷却し、その
後、 450℃×１ｈのコイル巻取り相当処理を施したもの
である。このようにして得られた熱延板のミクロ組織
は、主相としてのフェライトと、面積率で８％のマルテ
ンサイトとの複合組織であった。ΔＴＳは、これら熱延
板に、予変形処理を施した後、熱処理を行い求めた。

【００１７】図２から、ΔＴＳは、熱処理温度が上昇す
るとともに増加するが、その増加量はCu含有量に大きく
依存する。Cu含有量が1.3 質量％の場合には、熱処理温
度が150 ℃以上でΔＴＳ：80MPa 以上になる高い歪時効
硬化特性が得られることがわかる。なお、Cu含有量が0.
3 質量％の場合には、ΔＴＳ：80MPa 未満であり、いず
れの熱処理温度でも高い歪時効硬化特性は得られない。

【００１８】また、Cu含有量が0.3 質量％と1.3 質量％
の鋼板について、熱延後の冷却速度を種々変化させ、組
織をフェライト＋マルテンサイトからフェライト単相と
し、降伏比ＹＲ（＝（降伏強さＹＳ／引張強さＴＳ）×
100 ％）を50〜90％とした材料（熱延板）を作製した。
これら材料（熱延板）について、穴拡げ試験を実施し穴
拡げ率（λ）を求めた。穴拡げ試験は、10mmφのポンチ
で打ち抜いて供試片にポンチ穴を形成したのち、頂角60
°の円錐ポンチを用い、ばりが外側になるようにして、
板厚を貫通する割れが発生するまで穴拡げを行い、穴拡
げ率λを求めた。穴拡げ率λは、λ（％）＝｛（ｄ−ｄ
₀ ）／ｄ₀ ｝×100 で求めた。なお、ｄ ₀ ：初期穴径、
ｄ：割れ発生時の内穴径である。

【００１９】これらの結果を、穴拡げ率λと降伏比ＹＲ
との関係に整理し、穴拡げ率λと降伏比ＹＲとの関係に
およぼすCu含有量の影響として図３に示す。図３から、
Cu：0.3 質量％の鋼板では、フェライト（α）＋マルテ
ンサイトの複合組織となりＹＲが70％未満となると、Ｙ
Ｒの低下とともにλが低下しているが、Cu：1.3 質量％
の鋼板では、フェライト（α）＋マルテンサイトの複合
組織となりＹＲが低くなっても高いλ値を維持している
ことがわかる。一方、Cu含有量が0.3 質量％の鋼板で
は、低いＹＲと高いλを同時には得ることができない。

【００２０】このように、Cu含有量を適正範囲内とし、
フェライト（α）＋マルテンサイトの複合組織とするこ
とにより、低降伏比と高穴拡げ率をともに満足する鋼板
を製造することが可能であることがわかる。本発明の熱
延鋼板では、通常の熱処理前後の変形応力増加量測定時
の予歪量である２％よりも多い歪量での予変形と、150
℃以上350 ℃以下といった比較的低温域での熱処理によ
り、鋼板中に極微細Cuが析出する。本発明者らの検討に
よれば、この極微細Cuの析出により、降伏応力の増加に
加え、引張強さが顕著に増加する高い歪時効硬化特性が
得られたと考えられる。このような比較的低温域での熱
処理による極微細Cuの析出は、これまで報告されている
極低炭素鋼あるいは低炭素鋼では全く認められなかっ
た。比較的低温域での熱処理によって極微細Cuが析出す
ることについては、現在まで、その理由は明確となって
いないが、フェライト（α）＋オーステナイト（γ）の
２相域での保持中に、γ相にCuが多量に分配され、それ
が冷却後も引き継がれてマルテンサイト中にCuが過飽和
に固溶した状態になり、５％以上の予歪の付加と低温熱
処理により、極微細に析出したものと考えられる。

【００２１】また、Cuを添加し、組織をフェライト＋マ
ルテンサイトの複合組織とした鋼板の穴拡げ率が高くな
る詳細な機構については、現在までに明確とはなってい
ないが、Cu添加によりフェライトとマルテンサイトとの
硬度差が小さくなったためではないかと考えられる。上
記した新規な知見に基づき、本発明者らは、さらに鋭意
研究を重ねた結果、上記した現象はCuを含まない鋼板に
おいても起こることを知見した。Cuに代えて、Mo、Cr、
Ｗのうちの１種または２種以上を含有し、組織をフェラ
イト＋マルテンサイトの複合組織とすることにより、予
歪を付加し低温での熱処理を施すと、マルテンサイト中
に極微細な炭化物が歪誘起析出し引張強さが上昇するこ
とを見いだした。この低温加熱時の歪誘起微細析出は、
Mo、Cr、Ｗのうちの１種または２種以上に加えてNb、
Ｖ、Tiのうちの１種または２種以上を含有することによ
りさらに顕著となることも見いだした。

【００２２】本発明は、上記した知見に基づき、さらに
検討して完成されたものであり、本発明の要旨は下記の
とおりである。 （１）組織が、フェライト相を主相とし、面積率で２％
以上のマルテンサイト相を含む第２相との複合組織を有
することを特徴とする、プレス成形性に優れ、かつΔＴ
Ｓ：80MPa 以上になる歪時効硬化特性に優れた熱延鋼
板。

【００２３】（２）（１）において、質量％で、Ｃ：0.
15％以下、Si：2.0 ％以下、Mn：3.0 ％以下、Ｐ：0.1
％以下、Ｓ：0.02％以下、Al：0.1 ％以下、Ｎ：0.02％
以下、Cu：0.5 〜3.0 ％を含み、残部がFeおよび不可避
的不純物からなる組成を有することを特徴とする、プレ
ス成形性に優れ、かつΔＴＳ：80MPa 以上になる歪時効
硬化特性に優れた熱延鋼板。

【００２４】（３）（２）において、前記組成に加えさ
らに、質量％で、次Ａ群〜Ｃ群 Ａ群：Ni：2.0 ％以下、 Ｂ群：Cr、Moのうちの１種または２種を合計で2.0 ％以
下、 Ｃ群：Nb、Ti、Ｖのうちの１種または２種以上を合計で
0.2 ％以下 のうちから選ばれた１群または２群以上を含有すること
を特徴とする、プレス成形性に優れ、かつΔＴＳ：80MP
a 以上になる歪時効硬化特性に優れた熱延鋼板。

【００２５】（４）（１）において、質量％で、Ｃ：0.
15％以下、Si：2.0 ％以下、Mn：3.0 ％以下、Ｐ：0.1
％以下、Ｓ：0.02％以下、Al：0.1 ％以下、Ｎ：0.02％
以下を含み、さらに、Mo：0.05〜2.0 ％、Cr：0.05〜2.
0 ％、Ｗ：0.05〜2.0 ％のうちから選ばれた１種または
２種以上を合計で2.0 ％以下含有し、残部がFeおよび不
可避的不純物からなる組成を有することを特徴とする、
プレス成形性に優れ、かつΔＴＳ：80MPa 以上になる歪
時効硬化特性に優れた熱延鋼板。

【００２６】（５）（４）において、前記組成に加えさ
らに、質量％で、Nb、Ti、Ｖのうちの１種または２種以
上を合計で2.0 ％以下含有することを特徴とする、プレ
ス成形性に優れ、かつΔＴＳ：80MPa 以上になる歪時効
硬化特性に優れた熱延鋼板。 （６）質量％で、Ｃ：0.15％以下、Si：2.0 ％以下、M
n：3.0 ％以下、Ｐ：0.1 ％以下、Ｓ：0.02％以下、A
l：0.1 ％以下、Ｎ：0.02％以下、Cu：0.5 〜3.0％を含
み、あるいはさらに次Ａ群〜Ｃ群 Ａ群：Ni：2.0 ％以下、 Ｂ群：Cr、Moのうちの１種または２種を合計で2.0 ％以
下、 Ｃ群：Nb、Ti、Ｖのうちの１種または２種以上を合計で
0.2 ％以下 のうちから選ばれた１群または２群以上を含有し、好ま
しくは残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有す
る鋼スラブに、熱間圧延を施し所定板厚の熱延板とする
にあたり、前記熱間圧延を、仕上圧延終了温度ＦＤＴが
Ａr₃変態点以上である熱間圧延とし、仕上圧延終了後、
５℃／ｓ以上の冷却速度で（Ａr₃変態点）〜（Ａr₁変態
点）の温度域まで冷却し、該温度域で１〜20ｓ間空冷ま
たは徐冷したのち、再び５℃／ｓ以上の冷却速度で冷却
して、550 ℃以下の温度で巻き取ることを特徴とする、
プレス成形性に優れ、かつΔＴＳ：80MPa 以上になる歪
時効硬化特性に優れた熱延鋼板の製造法。

【００２７】（７）（６）において、前記鋼スラブを、
質量％で、Ｃ：0.15％以下、Si：2.0 ％以下、Mn：3.0
％以下、Ｐ：0.1 ％以下、Ｓ：0.02％以下、Al：0.1 ％
以下、Ｎ：0.02％以下を含み、さらに、Mo：0.05〜2.0
％、Cr：0.05〜2.0 ％、Ｗ：0.05〜2.0 ％のうちから選
ばれた１種または２種以上を合計で2.0 ％以下含有し、
あるいはさらにNb、Ti、Ｖのうちの１種または２種以上
を合計で2.0 ％以下含有し、好ましくは残部Feおよび不
可避的不純物からなる組成を有する鋼スラブとすること
を特徴とする、プレス成形性に優れ、かつΔＴＳ：80MP
a 以上になる歪時効硬化特性に優れた熱延鋼板の製造
法。

【００２８】

【発明の実施の形態】本発明の熱延鋼板は、引張強さＴ
Ｓ：440MPa以上の高張力熱延鋼板であり、プレス成形性
に優れ、かつプレス成形後の比較的低い温度での熱処理
により引張強さが顕著に上昇し、ΔＴＳ：80MPa 以上に
なる歪時効硬化特性に優れた鋼板である。

【００２９】本発明でいう、「歪時効硬化特性に優れ
た」とは、上記したように、引張塑性歪量５％以上の予
変形処理後、150 〜 350℃の範囲の温度で保持時間：30
ｓ以上の熱処理を施したとき、この熱処理前後の引張強
さ増加量ΔＴＳ｛＝（熱処理後の引張強さ）−（予変形
処理前の引張強さ）｝が80MPa 以上となることを意味す
る。なお、望ましくはΔＴＳは100 MPa 以上である。こ
の熱処理により降伏応力も上昇し、ΔＹＳ： 80 MPa 以
上が得られることはいうまでもない。ΔＹＳは、熱処理
前後の降伏強さの増加量を意味し、ΔＹＳ＝｛（熱処理
後の降伏強さ）−（熱処理前の降伏強さ）｝で定義され
る。

【００３０】歪時効硬化特性を規定する場合、予歪（予
変形）量は重要な因子である。本発明者らは、自動車用
鋼板が適用される変形様式を想定して、予歪量がその後
の歪時効硬化特性に及ぼす影響について調査した。その
結果、極めて深い絞り加工以外はおおむね１軸相当歪
（引張歪）量で整理できること、また、実部品において
は、この１軸相当歪量がおおむね５％を上回っているこ
と、また、部品強度が予歪５％の歪時効処理後に得られ
る強度と良く対応すること、が明らかになった。これら
のことから、本発明では、歪時効処理の予歪（変形）を
５％以上の引張塑性歪とした。

【００３１】従来の塗装焼付処理条件は、170 ℃×20mi
n が標準として採用されているが、本発明におけるよう
に、極微細Cuの析出強化を利用する場合には、熱処理温
度は150 ℃以上が必要となる。一方、350 ℃を超える条
件では、その効果が飽和し、逆にやや軟化する傾向を示
す。また、350 ℃を超える温度に加熱すると、熱歪やテ
ンパーカラーの発生などが顕著となる。このようなこと
から、本発明では、歪時効硬化のための熱処理温度は15
0 〜350 ℃とした。なお、熱処理温度における保持時間
は30ｓ以上とする。熱処理の保持時間については、150
〜350 ℃ではおおむね30ｓ程度以上保持すれば、ほぼ十
分な歪時効硬化が達成される。よりおおきな安定した歪
時効硬化を得たい場合には保持時間は60ｓ以上とするの
が望ましく、より好ましくは300 ｓ以上である。

【００３２】熱処理における加熱方法は、とくに限定さ
れないが、通常の塗装焼付処理におけるように、炉によ
る雰囲気加熱以外に、たとえば誘導加熱、無酸化炎、レ
ーザー、プラズマなどによる加熱などがいずれも好適で
ある。また、鋼板の温度を高めてプレスする、いわゆる
温間プレスも、本発明においては極めて有効な方法であ
る。

【００３３】まず、本発明鋼板の組織について説明す
る。本発明の熱延鋼板は、組織が、フェライト相と、面
積率で全組織に対し２％以上のマルテンサイト相を含む
第２相との複合組織を有する。低い降伏強さＹＳと高い
延性（Ｅｌ）を有し、優れたプレス成形性を有する鋼板
とするために、本発明では鋼板の組織を、主相であるフ
ェライト相と、マルテンサイトを含む第２相との複合組
織とする必要がある。主相であるフェライトは、面積率
で50％以上とするのが好ましい。フェライトが、50％未
満では、高い延性を確保することが困難となりプレス成
形性が低下する。また、さらに良好な延性が要求される
場合にはフェライト相の面積率は80％以上とするのが好
ましい。なお、複合組織の利点を利用するために、フェ
ライト相は 98 ％以下とするのが好ましい。

【００３４】また、第２相として、本発明では、マルテ
ンサイトを、面積率で全組織に対し２％以上含有する必
要がある。マルテンサイトが２％未満では、低いＹＳと
高いＥｌを同時に満足させることができない。なお、第
２相は、面積率で２％以上のマルテンサイト相単独とし
ても、あるいは面積率で２％以上のマルテンサイト相
と、副相としてそれ以外のパーライト相、ベイナイト
相、残留オーステナイト相のいずれかとの混合としてよ
く、とくに限定されない。

【００３５】上記した組織を有する熱延鋼板は、低降伏
強さで高延性を有しプレス成形性に優れ、かつ歪時効硬
化特性に優れた鋼板となる。つぎに、本発明熱延鋼板の
組成限定理由について説明する。なお、質量％は単に％
と記す。 Ｃ：0.15％以下 Ｃは、鋼板の強度を増加し、さらにフェライトとマルテ
ンサイトの複合組織の形成を促進する元素であり、本発
明では複合組織を形成するために0.01％以上含有するの
が好ましい。一方、0.15％を超える含有は、鋼中の炭化
物の分率が増加し、延性、さらにはプレス成形性を低下
させる。さらに、より重要な問題として、Ｃ含有量が0.
15％を超えると、スポット溶接性、アーク溶接性等が顕
著に低下する。このため、本発明では、Ｃは0.15％以下
に限定した。なお、成形性の観点からは0.10％以下とす
るのが好ましい。

【００３６】Si：2.0 ％以下 Siは、鋼板の延性を顕著に低下させることなく、鋼板を
高強度化させることができる有用な強化元素であるとと
もに、フェライト変態の促進および未変態オーステナイ
ト中へのＣの濃縮によるマルテンサイト形成の促進等に
有効な元素である。しかし、Si含有量が2.0 ％を超える
と、プレス成形性の劣化を招くとともに、表面性状が悪
化する。このため、Siは2.0 ％以下に限定した。なお、
マルテンサイト形成の観点から0.1 ％以上含有するのが
好ましい。

【００３７】Mn：3.0 ％以下 Mnは、鋼を強化する作用があり、さらにフェライト＋マ
ルテンサイトの複合組織の形成を促進する作用を有して
いる。また、Ｓによる熱間割れを防止する有効な元素で
あり、含有するＳ量に応じて含有するのが好ましい。こ
のような効果は、0.5 ％以上の含有で顕著となる。一
方、3.0 ％を超える含有は、プレス成形性および溶接性
が劣化する。このため、本発明ではMnは3.0 ％以下に限
定した。なお、より好ましくは1.0 ％以上である。

【００３８】Ｐ：0.10％以下 Ｐは、鋼を強化する作用があり、所望の強度に応じて必
要量含有することができるが、過剰に含有するとプレス
成形性が劣化する。このため、Ｐは0.10％以下に限定し
た。なお、より優れたプレス成形性が要求される場合に
は、0.08％以下とするのが好ましい。

【００３９】Ｓ：0.02％以下 Ｓは、鋼板中では介在物として存在し、鋼板の延性、成
形性、とくに伸びフランジ成形性の劣化をもたらす元素
であり、できるだけ低減するのが好ましいが、0.02％以
下に低減すると、さほど悪影響をおよぼさなくなるた
め、本発明ではＳは0.02％を上限とした。なお、優れた
伸びフランジ成形性を要求される場合には、Ｓは0.010
％以下とするのが好ましい。

【００４０】Al：0.10％以下 Alは、鋼の脱酸元素として添加され、鋼の清浄度を向上
させるのに有用な元素であるが、0.10％を超えて含有し
てもより一層の脱酸効果は得られず、逆にプレス成形性
が劣化する。このため、Alは0.10％以下に限定した。な
お、好ましくは0.01％以上である。また、本発明では、
Al脱酸以外の脱酸方法による溶製方法を排除するもので
はなく、たとえばTi脱酸やSi脱酸を行ってもよく、これ
らの脱酸法による鋼板も本発明の範囲に含まれる。

【００４１】Ｎ：0.02％以下 Ｎは、固溶強化や歪時効硬化で鋼板の強度を増加させる
元素であるが、0.02％を超えて含有すると、鋼板中に窒
化物が増加し、それにより鋼板の延性、さらにはプレス
成形性が顕著に劣化する。このため、Ｎは0.02％以下に
限定した。なお、よりプレス成形性の向上が要求される
場合には0.01％以下とするのが好適である。

【００４２】Cu：0.5 〜3.0 ％ Cuは、鋼板の歪時効硬化（予変形−熱処理後の強度増
加）を顕著に増加させる元素であり、本発明において最
も重要な元素の一つである。Cu含有量が0.5 ％未満で
は、たとえ予変形−熱処理条件を変化させても、ΔＴ
Ｓ：80MPa 以上の引張強さの増加は得られない。このた
め、本発明では、Cuは0.5 ％以上の含有を必要とする。
一方、3.0 ％を超える含有は、効果が飽和し、含有量に
見合う効果が期待できず経済的に不利となるうえ、プレ
ス成形性の劣化を招き、さらに鋼板の表面性状が悪化す
る。このため、Cuは0.5 〜3.0 ％に限定した。なお、よ
り大きいΔＴＳと優れたプレス成形性とを両立させるた
めには、Cuは1.0 〜2.5 ％の範囲にするのが好ましい。

【００４３】また、本発明では、上記したCuを含有する
組成に加えてさらに、質量％で、次Ａ群〜Ｃ群 Ａ群：Ni：2.0 ％以下 Ｂ群：Cr、Moのうちの１種または２種を合計で2.0 ％以
下 Ｃ群：Nb、Ti、Ｖのうちの１種または２種以上を合計で
0.2 ％以下 のうちの１群または２群以上を含有することが好まし
い。

【００４４】Ａ群：Ni：2.0 ％以下 Ａ群：Niは、Cu添加時に鋼板表面に発生する表面欠陥の
防止に有効な元素であり、必要に応じ含有できる。含有
する場合には、その含有量は、Cu含有量に依存し、およ
そCu含有量の半分程度とするのが好ましい。なお、2.0
％を超えて含有しても、効果が飽和し含有量に見合う効
果が期待できなく経済的に不利となるうえ、逆にプレス
成形性が劣化する。このようなことから、Niは2.0 ％以
下に限定するのが好ましい。

【００４５】Ｂ群：Cr、Moのうちの１種または２種を合
計で2.0 ％以下 Ｂ群：Cr、Moは、いずれもMnと同様に、フェライト＋マ
ルテンサイトの複合組織の形成を促進する作用を有して
おり、必要に応じ含有できる。Cr、Moのうちの１種また
は２種が合計で2.0 ％超えて含有すると、プレス成形性
が低下する。このため、Ｂ群：Cr、Moのうちの１種また
は２種を合計で2.0 ％以下に限定するのが好ましい。

【００４６】Ｃ群：Nb、Ti、Ｖのうちの１種または２種
以上を合計で0.2 ％以下 Ｃ群：Nb、Ti、Ｖは、いずれも炭化物形成元素であり、
炭化物の微細分散により高強度化に有効に作用するた
め、必要に応じ選択して含有できる。しかし、Nb、Ti、
Ｖのうちの１種または２種以上を合計で0.2 ％超えて含
有すると、プレス成形性が劣化する。このため、Nb、T
i、Ｖは合計で0.2 ％に限定するのが好ましい。

【００４７】また、本発明では、上記したCu、あるいは
さらに上記したＡ群〜Ｃ群のうちの１群または２群以上
の含有に代えて、Mo：0.05〜2.0 ％、Cr：0.05〜2.0
％、Ｗ：0.05〜2.0 ％のうちから選ばれた１種または２
種以上を合計で2.0 ％以下含有し、あるいはさらにNb、
Ti、Ｖのうちの１種または２種以上を合計で2.0 ％以下
含有してもよい。

【００４８】Mo：0.05〜2.0 ％、Cr：0.05〜2.0 ％、
Ｗ：0.05〜2.0 ％のうちから選ばれた１種または２種以
上を合計で2.0 ％以下 Mo、Cr、Ｗはいずれも、鋼板の歪時効硬化を顕著に増加
させる元素で、本発明において最も重要な元素であり、
選択して含有できる。これらMo、Cr、Ｗのうちの１種ま
たは２種以上を含有させ、さらにフェライトとマルテン
サイトの複合組織とすることにより、予変形−熱処理時
に微細炭化物が歪誘起微細析出し、ΔＴＳ：80MPa 以上
の引張強さの増加が得られる。これら元素の含有量がそ
れぞれ0.05％未満では、予変形−熱処理条件、鋼板組織
を変化させても、ΔＴＳ：80MPa以上の引張強さの増加
は得られない。一方、これら元素の含有量がそれぞれ2.
0％を超えて含有しても、上記した効果は飽和し含有量
に見合う効果が期待できず経済的に不利となるうえ、プ
レス成形性の劣化を招く。このため、Mo、Cr、Ｗは、M
o：0.05〜2.0 ％、Cr：0.05〜2.0 ％、Ｗ：0.05〜2.0
％の範囲に限定する。なお、プレス成形性の観点から、
複合して含有する場合にはMo、Cr、Ｗの含有量の合計は
2.0 ％以下に限定した。

【００４９】Nb、Ti、Ｖのうちの１種または２種以上を
合計で2.0 ％以下 Nb、Ti、Ｖは、いずれも炭化物形成元素であり、必要に
応じ選択して含有できる。これらNb、Ti、Ｖのうちの１
種または２種以上を含有させ、さらにフェライトとマル
テンサイトの複合組織とすることにより、予変形−熱処
理時に微細炭化物が歪誘起微細析出し、ΔＴＳ：80MPa
以上の引張強さの増加が得られる。しかし、Nb、Ti、Ｖ
のうちの１種または２種以上を合計で2.0 ％超えて含有
すると、プレス成形性が劣化する。このため、Nb、Ti、
Ｖは、合計で2.0 ％以下に限定するのが好ましい。

【００５０】上記した元素以外に、Ca：0.1 ％以下、RE
M ：0.1 ％以下のうちの１種または２種を含有してもよ
い。Ca、REM はいずれも介在物の形態制御を通して延性
の向上に寄与する元素である。しかし、Ca：0.1 ％、RE
M ：0.1 ％をそれぞれ超える含有は清浄度を低下させ、
延性をかえって低下させる。また、マルテンサイト形成
の観点から、Ｂ：0.1 ％以下、Zr：0.1 ％以下のうちの
１種または２種以上を含有してもよい。

【００５１】上記した成分以外の残部はFeおよび不可避
的不純物からなる。不可避的不純物としては、Sb：0.01
％以下、Sn：0.1 ％以下、Zn：0.01％以下、Co：0.1 ％
以下が許容できる。上記した組成、組織を有する熱延鋼
板は、低降伏強さで高延性を有しプレス成形性に優れ、
かつ歪時効硬化特性に優れた鋼板である。

【００５２】つぎに、本発明の熱延鋼板の製造方法につ
いて説明する。本発明の熱延鋼板は、上記した範囲内の
組成を有する鋼スラブを素材とし、該素材に熱間圧延を
施し所定板厚の熱延板とする。使用する鋼スラブは、成
分のマクロ偏析を防止するために連続鋳造法で製造する
のが好ましいが、造塊法、薄スラブ連鋳法で製造しても
よい。また、鋼スラブを製造したのち、いったん室温ま
で冷却し、その後再加熱する従来法に加え、冷却しない
で、温片のままで加熱炉に挿入する、あるいはわずかの
保熱を行った後に直ちに圧延する直送圧延・直接圧延な
どの省エネルギープロセスも問題なく適用できる。

【００５３】上記した素材（鋼スラブ）の加熱温度ＳＲ
Ｔはとくに限定する必要はないが、900 ℃以上とするの
が好ましい。 スラブ加熱温度：900 ℃以上 スラブ加熱温度は、Cuを含有する組成の場合にはCu起因
の表面欠陥を防止するために低いほうが望ましい。しか
し、加熱温度が900 ℃未満では、圧延荷重が増大し、熱
間圧延時のトラブル発生の危険が増大する。なお、酸化
重量の増加にともなうスケールロスの増大などから、ス
ラブ加熱温度は1300℃以下とするのが望ましい。

【００５４】なお、スラブ加熱温度を低くし、かつ熱間
圧延時のトラブルを防止するといった観点から、シート
バーを加熱する、いわゆるシートバーヒーターを活用す
ることは、有効な方法であることはいうまでもない。加
熱されたスラブは、ついで熱間圧延を施されるが、熱間
圧延は、仕上圧延終了温度ＦＤＴがＡr₃変態点以上であ
る熱間圧延とするのが好ましい。

【００５５】仕上圧延終了温度：Ａr₃変態点以上 仕上圧延終了温度ＦＤＴをＡr₃変態点以上とすることに
より、均一な熱延母板組織を得ることができ、熱延後の
冷却でフェライトとマルテンサイトとの複合組織が得ら
れる。これにより、優れたプレス成形性が確保される。
一方、仕上圧延終了温度がＡr₃変態点未満では、熱延母
板組織が不均一となるとともに、加工組織が残存しプレ
ス成形性が劣化する。またさらに、仕上圧延終了温度が
Ａr₃変態点未満では、熱間圧延時の圧延負荷が高くな
り、熱間圧延時のトラブルが発生する危険性が増大す
る。このようなことから、熱間圧延のＦＤＴはＡr₃変態
点以上とするのが好ましい。

【００５６】仕上圧延終了後、ついで、５℃／ｓ以上の
冷却速度で（Ａr₃変態点）〜（Ａr₁変態点）の温度域ま
で冷却するのが好ましい。このような熱間圧延後の冷却
を行うことにより、その後の冷却処理でフェライト変態
を促進することができる。冷却速度が５℃／ｓ未満で
は、その後の冷却処理でフェライト変態が促進されず、
プレス成形性が劣化する。

【００５７】ついで、（Ａr₃変態点）〜（Ａr₁変態点）
の温度域で１〜20ｓ間空冷または徐冷するのが好まし
い。（Ａr₃変態点）〜（Ａr₁変態点）の温度域で空冷ま
たは徐冷することにより、オーステナイトからフェライ
トへの変態が促進され、さらに未変態オーステナイト中
にＣが濃縮され、その後の冷却でマルテンサイトに変態
して、フェライトとマルテンサイトとの複合組織が形成
される。（Ａr₃変態点）〜（Ａr₁変態点）の温度域での
空冷または徐冷が１ｓ未満では、オーステナイトからフ
ェライトへの変態量が少なく、したがって未変態オース
テナイト中へのＣの濃縮量も少なく、マルテンサイトの
形成量が少なくなる。一方、20ｓを超えると、オーステ
ナイトがパーライトに変態し、フェライトとマルテンサ
イトの複合組織が得られなくなる。

【００５８】空冷または徐冷処理後、再び５℃／ｓ以上
の冷却速度で冷却して、550 ℃以下の巻取温度で巻き取
る。５℃／ｓ以上の冷却速度で冷却することにより、未
変態のオーステナイトがマルテンサイトに変態する。こ
れにより、組織が、フェライト＋マルテンサイトの複合
組織となる。しかし、冷却速度が５℃／ｓ未満あるいは
巻取温度が 550℃より高いと、未変態のオーステナイト
がパーライトまたはベイナイトに変態し、マルテンサイ
トが形成されないため、プレス成形性が低下する。な
お、より好ましくは、冷却速度は10℃／ｓ以上、さらに
好ましくは熱延板形状の観点から100 ℃／ｓ以下であ
る。また、巻取温度は 500℃未満、より好ましくは熱延
板の形状の観点から350 ℃以上である。巻取温度が350
℃未満では、鋼板形状が顕著に乱れ、実際の使用にあた
り不具合を生じる危険性が増大する。

【００５９】なお、本発明における熱間圧延では、熱間
圧延時の圧延荷重を低減するために仕上圧延の一部また
は全部を潤滑圧延としてもよい。潤滑圧延を行うこと
は、鋼板形状の均一化、材質の均一化の観点からも有効
である。なお、潤滑圧延の際の摩耗係数は0.25〜0.10の
範囲とすることが好ましい。また、相前後するシートバ
ー同士を接合し、連続的に仕上圧延する連続圧延プロセ
スとすることが好ましい。連続圧延プロセスを適用する
ことは、熱間圧延の操業安定性の観点からも望ましい。

【００６０】熱間圧延後、形状矯正、表面粗度等の調整
のために、10％以下の調質圧延を施してもよい。なお、
本発明の熱延鋼板は、加工用としてのみならず、表面処
理用原板としても適用できる。表面処理としては、亜鉛
めっき（合金系を含む）、すずめっき、ほうろう等があ
る。

【００６１】また本発明の熱延鋼板には、焼鈍または亜
鉛めっき後、特殊な処理を施して、化成処理性、溶接
性、プレス成形性および耐食性等の改善を行ってもよ
い。

【００６２】

【実施例】（実施例１）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とした。これら鋼スラブ
を加熱し、表２に示す条件で熱間圧延して板厚 2.0mmの
熱延鋼帯（熱延板）にし、さらに圧下率： 1.0％の調質
圧延を施した。

【００６３】得られた熱延鋼帯（熱延板）について、微
視組織、引張特性、歪時効硬化特性、穴拡げ率を求め
た。なお、プレス成形性は、伸びＥｌ（延性）、降伏強
さおよび穴拡げ率とから評価した。 （１）微視組織 得られた鋼帯から試験片を採取し、圧延方向に直交する
断面（Ｃ断面）について、光学顕微鏡あるいは走査型電
子顕微鏡を用いて微視組織を撮像し、画像解析装置を用
いて主相であるフェライトの組織分率および第２相の種
類と組織分率を求めた。 （２）引張特性 得られた鋼帯（熱延板）から、JIS ５号引張試験片を採
取し、JIS Z 2241の規定に準拠して引張試験を行い、降
伏強さＹＳ、引張強さＴＳ、伸びＥｌ、降伏比ＹＲを求
めた。

【００６４】（３）歪時効硬化特性 得られた鋼帯（熱延板）からJIS ５号試験片を圧延方向
に採取し、予変形（引張予歪）として５％の塑性変形を
与えて、ついで250 ℃×20min の熱処理を施したのち、
引張試験を実施し、熱処理後の引張特性（降伏応力ＹＳ
_HT、引張強さＴＳ_HT）を求め、ΔＹＳ＝ＹＳ_HT−ＹＳ、
ΔＴＳ＝ＴＳ_HT−ＴＳを算出した。なお、ＹＳ_HT、ＴＳ
_HTは予変形−熱処理後の降伏応力、引張強さであり、Ｙ
Ｓ、ＴＳは鋼帯（熱延板）の降伏応力、引張強さであ
る。 （４）穴拡げ率 得られた鋼帯（熱延板）から採取した試験片に、10mmφ
のポンチで打ち抜いて穴を形成したのち、頂角60°の円
錐ポンチを用い、ばりが外側になるようにして、板厚を
貫通する割れが発生するまで穴拡げを行い、穴拡げ率λ
を求めた。穴拡げ率λは、λ（％）＝｛（ｄ−ｄ₀ ）／
ｄ₀ ｝×100 で求めた。なお、ｄ₀ ：初期穴径、ｄ：割
れ発生時の内穴径である。これらの結果を表３に示す。

【００６５】

【表１】

【００６６】

【表２】

【００６７】

【表３】 本発明例は、いずれも、低い降伏強さＹＳと高い伸びＥ
ｌと、低い降伏比ＹＲと、さらに大きな穴拡げ率λを示
して、伸びフランジ成形性を含むプレス成形性に優れる
とともに、大きなΔＹＳと極めて大きなΔＴＳを示し、
歪時効硬化特性に優れた熱延鋼板となっている。これに
対し、本発明の範囲を外れる比較例では、降伏強さＹＳ
が高いか、伸びＥｌが低いか、あるいは穴拡げ率λが小
さいか、ΔＴＳが小さく、プレス成形性、歪時効硬化特
性が低下した熱延鋼板となっている。 （実施例２）表４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とした。これら鋼スラブを加熱し、
表５に示す条件で熱間圧延して板厚 2.0mmの熱延鋼帯
（熱延板）にし、さらに圧下率： 1.0％の調質圧延を施
した。

【００６８】得られた熱延鋼帯（熱延板）について、実
施例１と同様に、微視組織、引張特性、歪時効硬化特
性、穴拡げ率を求めた。これらの結果を表６に示す。

【００６９】

【表４】

【００７０】

【表５】

【００７１】

【表６】 本発明例は、いずれも、低い降伏強さＹＳと高い伸びＥ
ｌと、低い降伏比ＹＲと、さらに大きな穴拡げ率λを示
して、伸びフランジ成形性を含むプレス成形性に優れる
とともに、極めて大きなΔＹＳと極めて大きなΔＴＳを
示し、歪時効硬化特性に優れた熱延鋼板となっている。
これに対し、本発明の範囲を外れる比較例では、降伏強
さＹＳが高いか、伸びＥｌが低いか、あるいは穴拡げ率
λが小さいか、ΔＴＳが小さく、プレス成形性、歪時効
硬化特性が低下した熱延鋼板となっている。

【００７２】

【発明の効果】本発明によれば、優れたプレス成形性を
維持しつつ、プレス成形後の熱処理により引張強さが顕
著に上昇する熱延鋼板を、安定して製造することが可能
となり、産業上格段の効果を奏する。本発明の熱延鋼板
を自動車部品用に適用した場合、プレス成形が容易で、
かつ完成後の部品特性を安定して高くでき、自動車車体
の軽量化に十分に寄与できるという効果もある。

【図面の簡単な説明】

【図１】予変形−熱処理後のΔＴＳと鋼板（熱延板）組
織の関係におよぼすCu含有量の影響を示すグラフであ
る。

【図２】予変形−熱処理後のΔＴＳと熱処理温度の関係
におよぼすCu含有量の影響を示すグラフである。

【図３】λとＹＲとの関係におよぼすCu含有量の影響を
示すグラフである。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 坂田 敬 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 古君 修 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 EA04 EA05 EA06 EA11 EA13 EA15 EA16 EA17 EA18 EA19 EA20 EA23 EA25 EA27 EA28 EA31 EA32 EA33 EB06 EB09 FC07 FD02 FD03 FD04 FD08 FE01

Claims (7)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 組織が、フェライト相を主相とし、面積
   率で２％以上のマルテンサイト相を含む第２相との複合
   組織を有することを特徴とするプレス成形性に優れ、か
   つΔＴＳ：80MPa 以上になる歪時効硬化特性に優れた熱
   延鋼板。
2. 【請求項２】 質量％で、 Ｃ：0.15％以下、 Si：2.0 ％以下、 Mn：3.0 ％以下、 Ｐ：0.1 ％以下、 Ｓ：0.02％以下、 Al：0.1 ％以下、 Ｎ：0.02％以下、 Cu：0.5 〜3.0 ％ を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を
   有することを特徴とする請求項１に記載の熱延鋼板。
3. 【請求項３】 前記組成に加えさらに、質量％で、下記
   Ａ群〜Ｃ群のうちから選ばれた１群または２群以上を含
   有することを特徴とする請求項２に記載の熱延鋼板。 記 Ａ群：Ni：2.0 ％以下、 Ｂ群：Cr、Moのうちの１種または２種を合計で2.0 ％以
   下、 Ｃ群：Nb、Ti、Ｖのうちの１種または２種以上を合計で
   0.2 ％以下
4. 【請求項４】 質量％で、 Ｃ：0.15％以下、 Si：2.0 ％以下、 Mn：3.0 ％以下、 Ｐ：0.1 ％以下、 Ｓ：0.02％以下、 Al：0.1 ％以下、 Ｎ：0.02％以下を含み、さらに、Mo：0.05〜2.0 ％、C
   r：0.05〜2.0 ％、Ｗ：0.05〜2.0 ％のうちから選ばれ
   た１種または２種以上を合計で2.0 ％以下含有し、残部
   がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有することを
   特徴とする請求項１に記載の熱延鋼板。
5. 【請求項５】 前記組成に加えさらに、質量％で、Nb、
   Ti、Ｖのうちの１種または２種以上を合計で2.0 ％以下
   含有することを特徴とする請求項４に記載の熱延鋼板。
6. 【請求項６】 質量％で、 Ｃ：0.15％以下、 Si：2.0 ％以下、 Mn：3.0 ％以下、 Ｐ：0.1 ％以下、 Ｓ：0.02％以下、 Al：0.1 ％以下、 Ｎ：0.02％以下、 Cu：0.5 〜3.0 ％ を含む組成を有する鋼スラブに、熱間圧延を施し所定板
   厚の熱延板とするにあたり、前記熱間圧延を、仕上圧延
   終了温度ＦＤＴがＡr₃変態点以上である熱間圧延とし、
   仕上圧延終了後、５℃／ｓ以上の冷却速度で（Ａr₃変態
   点）〜（Ａr₁変態点）の温度域まで冷却し、該温度域で
   １〜20ｓ間空冷または徐冷したのち、再び５℃／ｓ以上
   の冷却速度で冷却して、550 ℃以下の温度で巻き取るこ
   とを特徴とする、プレス成形性に優れ、かつΔＴＳ：80
   MPa 以上になる歪時効硬化特性に優れた熱延鋼板の製造
   法。
7. 【請求項７】 前記鋼スラブを、質量％で、 Ｃ：0.15％以下、 Si：2.0 ％以下、 Mn：3.0 ％以下、 Ｐ：0.1 ％以下、 Ｓ：0.02％以下、 Al：0.1 ％以下、 Ｎ：0.02％以下を含み、さらに、Mo：0.05〜2.0 ％、C
   r：0.05〜2.0 ％、Ｗ：0.05〜2.0 ％のうちから選ばれ
   た１種または２種以上を合計で2.0 ％以下含有する組成
   を有する鋼スラブとすることを特徴とする請求項６に記
   載の熱延鋼板の製造法。