JP2002047536A - 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 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課 題】 高い成形性と安定した品質特性を有するう
え、自動車部品に成形したのちに十分な自動車部品強度
が得られ、自動車車体の軽量化に十分に寄与できる、歪
時効硬化特性に優れた高張力熱延鋼板およびこれら鋼板
を工業的に安価に、かつ形状を乱さずに製造できる製造
方法を提供する。 【解決手段】 Ｃ：0.15％以下、Si：2.0 ％以下、Mn：
2.5 ％未満、Ｐ：0.08％以下、Ｓ：0.02％以下、Al：0.
02％以下、Ｎ：0.0050〜0.0250％を含み、あるいはさら
にNb, Ｖを合計で0.1 ％以下含み、Ｎ／Alが0.3 以上に
なるスラブを、加熱温度：1000℃以上、仕上圧延出側温
度：800 ℃以上、圧延後冷却：圧延後0.5秒以内に開始
する冷却速度20℃/s以上の水冷、巻取温度：650 ℃以下
の条件で熱間圧延し、固溶Ｎ：0.0010％以上を含有し、
かつ、平均結晶粒径10μｍ以下のフェライト相が面積率
50％以上、あるいはさらにマルテンサイト相を面積率５
％以上を占める組織を有する高張力熱延鋼板を得る。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、歪時効硬化特性に
優れた高張力熱延鋼板、特にＴＳ（引張強さ）440 MPa
以上の高張力熱延鋼板、およびその製造方法に関する。
この高張力熱延鋼板は、主として自動車用の高加工性熱
延薄鋼板に属しうる。さらに、冷延鋼板の代替となる薄
物熱延鋼板にも属しうる。この薄物熱延鋼板は、従来は
熱延での製造が困難ということで、冷延鋼板が適用され
ていた板厚4.0 mm程度以下の薄物製品である。この薄物
製品は、軽度の曲げ加工やロールフォーミングによりパ
イプに成形されるような比較的軽加工に供されるものか
ら比較的厳しい絞り成形に供されるものまでその用途が
広範囲に及ぶものである。

【０００２】また、本発明は、熱延鋼板のみならず、こ
れを母板とした電気めっき鋼板、溶融めっき鋼板にも関
する。本発明において、「歪時効硬化特性に優れた」と
は、引張歪５％の予変形後、170 ℃の温度に20分保持す
る条件で時効処理したとき、この時効処理前後の変形応
力増加量（ＢＨと記す；ＢＨ＝（時効処理後の降伏応
力）−（時効処理前の予変形応力））が80MPa 以上であ
り、かつ歪時効処理（前記予変形＋前記時効処理）前後
の引張強さ増加量（ΔＴＳと記す；ΔＴＳ＝（時効処理
後の引張強さ）−（予変形前の引張強さ））が40MPa 以
上であることを意味する。

【０００３】

【従来の技術】自動車の車体用素材には、多くの薄鋼板
が適用されているが、優れた成形性が要求される用途に
はこれまで冷延鋼板が使われていた。しかし、鋼組成
（化学成分）の調整および熱間圧延条件の最適化によ
り、高成形性（高加工性）熱延鋼板が製造できるように
なり、該熱延鋼板の自動車車体用素材への用途が拡大し
つつある。

【０００４】昨今の地球環境問題からの排出ガス規制に
関連し、車体重量の軽減は極めて重要な課題である。車
体重量軽減のためには鋼板を高張力化して鋼板板厚を低
減することが有効である。しかし、高張力化・薄肉化の
対象となる自動車部品を考えると、これらの部品ではそ
の役割に応じて課されるパフォーマンスが必要十分に発
揮されねばならない。かかるパフォーマンスとしては、
例えば曲げ、ねじり変形に対する静的強度、疲労強度、
耐衝撃特性などがある。したがって、適用される高張力
鋼板は、成形加工後に、かかる特性にも優れる必要があ
る。

【０００５】一方、部品を作る過程においては、鋼板に
対してプレス成形が行われるが、鋼板の強度が高すぎる
と、 ・形状凍結性が低下する、 ・延性が低下するため成形時に割れやネッキングなどの
不具合を生ずる、といった問題が生じ、これらの問題が
自動車車体への高張力鋼板の適用拡大を阻んでいた。

【０００６】これを打開するための手法として、例えば
外板パネル用の冷延鋼板では、例えば極低炭素鋼を素材
とし、最終的に固溶状態で残存するＣ量を適正範囲に制
御する鋼板製造技術が知られている。この技術は、プレ
ス成形後に行われる170 ℃×20分程度の塗装焼付工程で
起こる歪時効硬化現象を利用することで、成形時は軟質
に保って形状凍結性、延性を確保し、成形後は歪時効硬
化によるＹＳ（降伏応力）上昇を得て耐デント性（局部
的な圧縮荷重負荷により生ずる凹みに対する耐性）を確
保しようとするものである。しかし、この技術では、表
面欠陥となるストレッチャーストレインの発生を防止す
る観点から、そのＹＳ上昇量は低く抑えられ、実際の鋼
板の薄肉化に寄与するところは小さいという難点があっ
た。

【０００７】一方、外観があまり問題にならない用途に
対しては、例えば、特公平７−30408 号公報には、固溶
Ｎを用いて焼付け硬化量をさらに増加させた鋼板が、ま
た、特公平８−23048 号公報には、組織をフェライトと
マルテンサイトからなる複合組織とすることで焼付け硬
化性をよりいっそう向上させた鋼板が提案されている。

【０００８】しかし、特公平７−30408 号公報に開示さ
れる鋼板では、塗装焼付け後にＹＳ（降伏応力）がある
程度上昇し高い焼付け硬化量が得られるものの、ＴＳ
（引張強さ）までは上昇させることはできず、成形後の
耐疲労特性、耐衝撃特性の大きな向上が期待できない。
このため、耐疲労特性、耐衝撃特性等が要求される使途
への適用ができないという問題が残されていた。また、
特公平８−23048 号公報に開示された鋼板は、製造時に
複合組織化のための冷却パターンの制御が必要であり、
また、極低温巻取を必須としているため、特に板厚が薄
い鋼板を製造しようとすると安定製造が困難であり、降
伏応力ＹＳの増加量が大きくばらつくなど機械的性質の
変動も大きいため、現在要望されている自動車部品の軽
量化に寄与できるほどの鋼板の薄肉化が期待できないと
いう問題もあった。

【０００９】さらに、とくに薄肉化を達成するために板
厚2.0 mm以下の薄鋼板を製造する場合には、鋼板の形状
が大きく乱れるため、プレス成形が著しく困難になると
いう問題もあった。

【００１０】

【発明が解決しようとする課題】本発明は、上記した従
来技術の限界を打破し、高い成形性と安定した品質特性
を有するうえ、自動車部品に成形したのちに十分な自動
車部品強度が得られ、自動車車体の軽量化に十分に寄与
できる、歪時効硬化特性に優れた高張力熱延鋼板および
これら鋼板を工業的に安価に、かつ形状を乱さずに製造
できる製造方法を提供することを目的とする。

【００１１】

【課題を解決するための手段】本発明者らは、上記課題
を解決するために成分および製造法を種々変えて鋼板を
製造し、多くの材質評価実験を行った。その結果、高加
工性が要求される分野では従来あまり積極的に利用され
ることがなかったＮを強化元素として、かかる強化元素
の作用により発現する大きな歪時効硬化現象を有利に活
用することにより、成形性の向上と成形後の高強度化と
を容易に両立させることを知見した。

【００１２】さらに、本発明者らは、Ｎによる歪時効硬
化現象を有利に活用するためには、Ｎによる歪時効硬化
現象を自動車の塗装焼付け条件、あるいはさらに積極的
に成形後の熱処理条件と有利に結合させる必要があり、
このために、熱延条件を適正化して鋼板の微視組織と固
溶Ｎ量とをある範囲に制御することが有効であることを
見いだした。また、Ｎによる歪時効硬化現象を安定して
発現させるためには、組成の面で、特にAl含有量をＮ含
有量に応じて制御することが重要であることも見いだし
た。

【００１３】すなわち、Ｎを強化元素として用い、キー
となる元素であるAlの含有量を適正な範囲に制御し、さ
らに熱延条件を適正化して微視組織と固溶Ｎを最適化す
ることにより、従来の固溶強化型のＣ−Mn鋼板、析出強
化鋼板（従来鋼板）に比べて格段に優れた成形性とこれ
ら従来鋼板にない歪時効硬化特性とを有する鋼板（本発
明鋼板）が得られる。

【００１４】従来は引張試験結果を基に焼付け硬化性を
評価していた。しかし、本発明者らの検討によれば、従
来鋼板では引張試験により所望の焼付け硬化性を有する
と評価されたものであっても実プレス条件に沿って塑性
変形させたときの強度に大きなばらつきが存在し、信頼
性を要求される部品に適用するには必ずしも十分とはい
えない。これに対し、本発明鋼板では、引張試験による
焼付硬化性の評価値が従来鋼板よりも高位にあるのみな
らず、実プレス条件に沿って塑性変形させたときの強度
のばらつきが小さく、安定した部品強度特性が得られる
ことがわかった。

【００１５】また、特に組織を微細なフェライト主相中
にマルテンサイト相が分散した２相組織とすることによ
り、高強度でかつ歪時効硬化特性に優れた鋼板の延性を
さらに向上させうることを見出した。また、これに加え
て、Nb，Ｖを適正量含有せしめた上で、その炭窒化物
（析出物）が微細となるようにその存在形態を制御する
ことで、ＴＳ540MPa以上の高強度化と高ＹＲ化が達成で
き、歪時効硬化特性を損なわずに、極めて優れた耐疲労
特性および耐衝突特性が得られることを見出した。

【００１６】また、自動車車体用の熱延薄鋼板には、当
然ながら、厳しい形状・寸法精度が要求される。この要
求に応えうる手段を検討し、その結果、熱間圧延工程に
おいて、一部で実用化されている連続圧延技術を適用す
ることにより、形状・寸法精度が大幅に向上し、さら
に、被圧延材を部分的に加熱あるいは冷却して幅方向、
長手方向の温度分布を均すことにより、材質ばらつきを
大幅に低減できることがわかった。

【００１７】本発明は、これらの知見に基づいてなされ
たものであり、その要旨とするところは以下の通りであ
る。 （１）質量％で、Ｃ：0.15％以下、Si：2.0 ％以下、M
n：2.5 ％未満、Ｐ：0.08％以下、Ｓ：0.02％以下、A
l：0.02％以下、Ｎ：0.0050〜0.0250％を含み、Ｎ（質
量％）／Al（質量％）が0.3 以上、固溶状態のＮが0.00
10％以上になり、残部がFeおよび不可避的不純物からな
る組成と、平均結晶粒径10μｍ以下のフェライト相を面
積率で50％以上含む組織とを有することを特徴とする歪
時効硬化特性に優れた高張力熱延鋼板。 （２）前記組織が、平均結晶粒径10μｍ以下のフェライ
ト相を面積率で７0 ％以上含み、かつマルテンサイト相
を面積率で５％以上含む組織であることを特徴とする
（１）に記載の高張力熱延鋼板。 （３）前記組成が、さらに質量％で下記ａ群〜ｄ群の１
群または２群以上を含むことを特徴とする（１）または
（２）に記載の高張力熱延鋼板。

【００１８】記 ａ群：Cu、Ni、Cr、Moの１種または２種以上を合計で1.
0 ％以下 ｂ群：Nb、Ti、Ｖの１種または２種以上を合計で0.1 ％
以下 ｃ群：Ｂを0.0030％以下 ｄ群：Ca、REM の１種または２種を合計で0.0010〜0.01
0 ％ （４）質量％で、Ｃ：0.03〜0.10％、Si：2.0 ％以下、
Mn：1.0 ％以上2.5 ％未満、Ｐ：0.08％以下、Ｓ：0.02
％以下、Al：0.02％以下、Ｎ：0.0050〜0.0250％を含
み、さらに、Nb：0.02％超〜0.1 ％、Ｖ：0.02％超〜0.
1 ％のうちの１種または２種を合計で0.1 ％以下含み、
かつ、Ｎ（質量％）／Al（質量％）が0.3 以上、固溶状
態のＮが0.0010％以上、析出Nbと析出Ｖとの合計が0.01
5 ％以上であり、残部がFeおよび不可避的不純物からな
る組成を有し、平均結晶粒径10μｍ以下のフェライト相
を面積率で80％以上含み、Nb炭窒化物またはＶ炭窒化物
からなる析出物の平均粒径が0.05μm 以下である組織を
有することを特徴とする、歪時効硬化特性に優れた高張
力熱延鋼板。 （５）前記高張力熱延鋼板が板厚4.0 mm以下のものであ
る（１）ないし（４）のいずれかに記載の高張力熱延鋼
板。 （６）（１）ないし（５）のいずれかに記載の高張力熱
延鋼板に電気めっきまたは溶融めっきを施してなる高張
力熱延めっき鋼板。 （７）質量％で、Ｃ：0.15％以下、Si：2.0 ％以下、M
n：2.5 ％未満、Ｐ：0.08％以下、Ｓ：0.02％以下、A
l：0.02％以下、Ｎ：0.0050〜0.0250％、あるいはさら
に下記ａ群〜〜ｄ群の１群または２群以上を含み、Ｎ
（質量％）／Al（質量％）が0.3 以上になる組成を有す
る鋼スラブを1000℃以上に加熱した後に、粗圧延してシ
ートバーとなし、該シートバーを仕上圧延出側温度を80
0 ℃以上として仕上圧延を行った後、0.5 秒以内に冷却
速度20℃/s以上で冷却し、650 ℃以下の温度で巻取るこ
とを特徴とする歪時効硬化性に優れた高張力熱延鋼板の
製造方法。

【００１９】記 ａ群：Cu、Ni、Cr、Moの１種または２種以上を合計で1.
0 ％以下 ｂ群：Nb、Ti、Ｖの１種または２種以上を合計で0.1 ％
以下 ｃ群：Ｂを0.0030％以下 ｄ群：Ca、REM の１種または２種を合計で0.0010〜0.01
0 ％ （８）前記650 ℃以下の温度で巻取るに代えて、450 ℃
以下の温度で巻取ることを特徴とする（７）に記載の高
張力熱延鋼板の製造方法。 （９）質量％で、Ｃ：0.03〜0.10％、Si：2.0 ％以下、
Mn：1.0 ％以上2.5 ％未満、Ｐ：0.08％以下、Ｓ：0.02
％以下、Al：0.02％以下、Ｎ：0.0050〜0.0250％を含
み、さらに、Nb：0.02％超〜0.1 ％、Ｖ：0.02％超〜0.
1 ％のうちの１種または２種を合計で0.1 ％以下含み、
残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼
スラブを、1100℃以上に加熱した後に、粗圧延してシー
トバーとなし、該シートバーを仕上圧延出側温度を800
℃以上として仕上圧延を行った後、0.5 秒以内に冷却速
度40℃/s以上で冷却し、550 〜650 ℃の温度範囲で巻取
ることを特徴とする、歪時効硬化性に優れた高張力熱延
鋼板の製造方法。 （１０）巻取後、スキンパス圧延、レベラ加工のいずれ
か一方または両方により伸び率1.5 〜10％の加工を行う
ことを特徴とする（７）ないし（９）のいずれかに記載
の高張力熱延鋼板の製造方法。 （１１）前記粗圧延と前記仕上圧延の間で、相前後する
シートバー同士を接合することを特徴とする（７）ない
し（１０）のいずれかに記載の高張力熱延鋼板の製造方
法。 （１２）前記粗圧延と前記仕上圧延の間で、シートバー
幅端部を加熱するシートバーエッジヒータ、シートバー
長さ端部を加熱するシートバーヒータのいずれか一方ま
たは両方を使用することを特徴とする（７）ないし（１
１）のいずれかに記載の高張力熱延鋼板の製造方法。

【００２０】

【発明の実施の形態】まず、本発明における鋼の組成
（化学組成）について説明する。なお、以下各成分元素
の含有量（％）は全て質量％を意味する。 Ｃ：0.15％以下 Ｃは、鋼板の強度を増加する元素であり、所望の強度を
確保する観点から、0.005 ％以上、より好ましくは0.01
0 ％超え含有するのが好ましい。また、結晶粒の粗大化
を抑制するためにも0.005 ％以上、より好ましくは0.01
0 ％超え含有するのが好ましい。さらに、フェライトを
微細化しかつ充分な量のマルテンサイトを第２相として
得るには0.03％以上の含有が望ましい。一方、Ｃが0.15
％を超えると、鋼中の炭化物の分率が過大となって鋼板
の延性が顕著に悪化するため、成形性の観点から好まし
くないばかりか、より重大なことには、スポット溶接
性、アーク溶接性などが顕著に低下し、さらには比較的
幅が広く板厚が薄い鋼板の熱間圧延において、特にオー
ステナイト低温域で変形抵抗が顕著に増加し、圧延荷重
が急上昇する現象が確認された。この変形抵抗増加現象
は、とくに薄物の熱延鋼板に関わる本発明鋼板の製造を
困難にする。よって、Ｃは0.15％以下とする。なお、成
形性向上の観点からは0.10％以下が好ましく、より好ま
しくは0.08％以下である。特に良好な延性が重要となる
用途に対しては0.05％以下が好ましい。

【００２１】なお、Nbを0.02％超〜0.1 ％、Ｖを0.02％
超〜0.1 ％のうちの１種または２種を合計で0.1 ％以下
を含有させ、Nb，Ｖとの微細な炭窒化物（析出物）の形
成により所望の特性を得る場合には、Ｃは、0.03％以上
0.10％以下含有するのが好ましい。また、この場合、結
晶粒の粗大化を抑制するためにも0.03％以上含有するの
が好ましい。一方、後述するように、Nb，Ｖの炭窒化物
を微細に析出させるには、熱間圧延終了後、低温のフェ
ライト相中に該炭窒化物を析出させる必要があるが、Ｃ
が0.10％を超えると、熱間圧延中に粗大な炭窒化物を形
成してしまい、所望の強度の確保が困難となる上に、鋼
中の炭化物の分率が過大となって鋼板の延性が顕著に悪
化するため、成形性の観点から好ましくない。

【００２２】Si：2.0 ％以下 Siは、鋼の延性を顕著に低下させることなく鋼板を高強
度化させる有用な元素であるが、その反面、Ar₃ 変態点
を大きく上昇させるため、 仕上圧延時に多量のフェライ
ト相を生じさせてしまい易くなる。あるいはまた、表面
性状、表面の美麗性を損なうなど好ましくない働きもす
る。前記高強度化効果を顕著に得るにはSi：0.1 ％以上
が好ましい。また、Siが2.0 ％以下であれば、併合添加
するMnの量を調整することで変態点の顕著な上昇を抑制
することができ、また、良好な表面性状も確保できる。
よって、Siは2.0 ％以下とする。なお、ＴＳ500MPa超級
で高延性を確保したい場合は、強度と延性のバランスの
観点から、0.3 ％以上が好ましい。

【００２３】Mn：2.5 ％未満 Mnは、Ar₃ 変態点を下げる働きがあり、前記のようなSi
の変態点上げ作用に対抗させうるほか、Ｓによる熱間割
れを防止する有効な元素であり、熱間割れ防止の観点か
らはＳ量に応じて含有するのが好ましい。また、Mnは結
晶粒を微細化する効果があり、さらに第２相としてマル
テンサイト分率を増加させるという特に好ましい効果が
あるため、積極的に含有させ材質改善に利用することが
望ましい。Ｓを安定して固定する観点からはMnは0.2 ％
程度以上の含有が望ましく、さらにＴＳ500MPa級の強度
要求に対しては1.2 ％以上が好ましく、より好ましくは
1.5 ％以上である。

【００２４】なお、Nbを0.02％超〜0.1 ％、Ｖを0.02％
超〜0.1 ％のうちの１種または２種を合計で0.1 ％以下
を含有させNb，Ｖとの微細な炭窒化物（析出物）の形成
により所望の特性を得る場合には、特に、Mnが1.0 ％を
下回ると、Ar₃ 変態点が上昇し、高温のフェライト域で
の炭窒化物の形成が顕著となり、炭窒化物が粗大化する
ため所望の強度の確保が困難になる。このため、1.0 ％
以上のMnを含有させることが好ましい。Mn量をこのレベ
ルまで高めると、熱延条件の変動に対する鋼板の機械的
性質および歪時効硬化特性のばらつきが低減するので、
品質安定化に効果的である。

【００２５】しかし、Mnが2.5 ％以上では、詳細な機構
は不明であるが、鋼板の熱間変形抵抗が増加する傾向が
あり、また、溶接性や溶接部成形性にも悪化の傾向が現
れ、そればかりか、フェライトの生成が顕著に抑制され
るため延性が劣化するため、Mnは2.5 ％未満に限ること
とした。なお、より良好な耐食性と成形性が要求される
用途では、2.0 ％以下が望ましい。

【００２６】また、とくに板厚が薄い製品では、品質・
形状が変態点の変動によって敏感に変わるため、Mnの変
態点を下げる作用とSiの変態点を上げる作用をより厳密
にバランスさせることが肝腎であり、この観点から、自
動車車体用の板厚4.0mm 程度以下の範囲では、Mn／Si
（Mn量とSi量の比）を３以上とするのが好ましい。 Ｐ：0.08％以下 Ｐは、鋼の固溶強化元素として有用であるが、過度に含
有すると鋼を脆化させ、さらに鋼板の伸びフランジ加工
性を悪化させ、また、鋼中で偏析する傾向が強いためそ
れに起因した溶接部の脆化をもたらすことから、0.08％
以下とした。なお、伸びフランジ加工性や溶接部靱性が
特に重要視される場合は0.04％以下が好ましい。

【００２７】Ｓ：0.02％以下 Ｓは、介在物として存在し、鋼板の延性を劣化させ、さ
らに耐食性の劣化をももたらす元素なので、0.02％以下
に制限する。特に良好な加工性が要求される用途におい
ては、0.015 ％以下が望ましい。特に、Ｓ量に特に敏感
な伸びフランジ性の要求レベルが高い場合は、0.008 ％
以下が好ましい。また、詳細な機構は不明であるが、Ｓ
を0.008 ％以下まで低減すると、熱延鋼板の歪時効硬化
特性の高位安定化傾向が強まるため、この点からも0.00
8 ％以下が好ましい。

【００２８】Al：0.02％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
させるのに有効な元素であり、鋼の組織微細化のために
も含有することが望ましい元素である。しかし、本発明
では過剰のAl含有は表面性状の悪化につながり、また固
溶Ｎを確保し難くなる。さらに、必要最低限の強度であ
るＴＳ440MPaを確保するのが困難となる。また、固溶Ｎ
を確保できたとしても、Alが0.02％を超えると製造条件
の変動による歪時効硬化特性のバラツキが大きくなる。
そのためAlは0.02％以下に制限される。なお、材質安定
性の観点からは、0.001 〜0.016 ％がより好ましい。

【００２９】Ｎ：0.0050〜0.0250％ Ｎは、本発明において最も重要な成分元素である。すな
わち、Ｎを適量添加して製造条件を制御することによ
り、母板（熱延ままの状態）で固溶状態のＮを必要かつ
十分な量だけ確保することができ、それによって固溶強
化と歪時効硬化での強度（ＹＳ，ＴＳ）上昇効果が十分
に発揮され、ＴＳ440MPa以上、ＢＨ80MPa以上、ΔＴＳ4
0MPa 以上という本発明鋼板の機械的性質要件を安定し
て満足することができる。また、Ｎには鋼のAr₃ 変態点
を下げる働きもあり、薄物でAr₃ 変態点を大きく割り込
んだ圧延が忌避される状況下での操業安定化にも有用で
ある。

【００３０】Ｎが0.0050％未満では、上記の強度上昇効
果が安定して現れにくい。一方、Ｎが0.0250％を超える
と、鋼板の内部欠陥発生率が高くなるとともに、連続鋳
造時のスラブ割れなどが多発するようになる。よって、
Ｎは0.0050〜0.0250％とした。特に、製造工程全体を考
慮した材質の安定性・歩留り向上の観点からは、0.0070
〜0.0170％がより好ましい。なお、本発明範囲内のＮ量
であれば、溶接性への悪影響は全くない。また、Ｎを添
加しても、本発明の範囲であれば、鋼板製造時の熱間変
形抵抗の増加はほとんどなく、薄物の高強度熱延鋼板を
製造する上で、Ｎによる強化を利用することが極めて有
利であることを知見した。

【００３１】固溶状態のＮ：0.0010％以上 母板で十分な強度が確保され、さらにＮによる歪時効硬
化が十分に発揮される、すなわち、ＢＨを80MPa 以上か
つΔＴＳを40MPa 以上とするには、鋼中に固溶状態のＮ
（固溶Ｎと略記される）が0.0010％以上の量（濃度）で
存在する必要がある。

【００３２】ここで、固溶Ｎ量は、鋼中の全Ｎ量から析
出Ｎ量を差し引いて求める。析出Ｎの抽出法、すなわ
ち、地鉄を溶解する方法としては、酸分解法、ハロゲン
法および電解法があるが、本発明者らがこれらの抽出法
について比較検討した結果、電解法は炭化物、窒化物等
の極めて不安定な析出物を分解することなく、安定して
地鉄のみを溶解できる。このため、本発明では電解法に
より析出Ｎを抽出するものとする。また、電解液として
アセチルアセトン系を用い、定電位にて電解する。以上
の電解法により抽出した残渣を化学分析して、残渣中の
Ｎ量を求め、これを析出Ｎ量とする。

【００３３】なお、より高位のＢＨ、ΔＴＳを達成する
には、固溶Ｎは0.0020％以上、さらに高位の場合は、固
溶Ｎは0.0030％以上、それより高位の場合には、固溶Ｎ
は0.0050％以上とするのが好ましい。 Ｎ／Al（Ｎ量とAl量の比）：0.3 以上 前述のように、製造条件の変動によらず安定して固溶Ｎ
を0.0010％以上残すには、Ｎを強力に固定する元素であ
るAlの量を制限する必要があり、Alを0.02％以下とする
必要がある。本発明の組成範囲内でＮ量とAl量の組合せ
を広範囲に変えた鋼について熱延後の固溶Ｎが0.0010％
以上になる条件を探索した結果、かかる条件には、Ｎ
（質量％）／Al（質量％）を0.3 以上として、仕上圧延
後の冷却条件および巻取温度条件を後述する範囲とする
必要があることがわかった。したがって、Al量はＮ／0.
3 以下に制限される。

【００３４】本発明の高張力熱延鋼板では、上記した化
学成分に加えて、必要に応じて、ａ群〜ｄ群の１群また
は２群以上を含有することができる。 ａ群：Cu、Ni、Cr、Moの１種または２種以上を合計で1.
0 ％以下 ａ群の元素Cu、Ni、Cr、Moは、いずれも鋼板の強度上昇
に寄与するので適宜単独または複合添加することができ
る。しかし、量が多すぎると熱間変形抵抗の増加、化成
処理性や広義の表面処理特性の悪化、溶接部の硬化に由
来する溶接部成形性の劣化などをもたらすので、ａ群は
総量で1.0 ％以下が好ましい。

【００３５】ｂ群：Nb、Ti、Ｖの１種または２種以上を
合計で0.1 ％以下 ｂ群の元素Nb、Ti、Ｖは、いずれも結晶粒径の微細化・
均一化に寄与するので適宜単独または複合して含有する
ことができる。しかし、量が多すぎると熱間変形抵抗の
増加、化成処理性や塗装性など広義の表面処理特性の悪
化、溶接部の硬化に由来する溶接部成形性の劣化などを
もたらすのでｂ群は総量で0.1 ％以下が好ましい。

【００３６】ｃ群：Ｂを0.0030％以下 ｃ群の元素Ｂは、鋼の焼入れ性を向上させる効果がある
ので、フェライト以外の組織相を低温変態相にして鋼の
強度を増加させる目的で適宜含有することができる。し
かし、量が多すぎるとBNとして析出して固溶Ｎの確保が
困難となるなどの問題をもたらすので、含有する場合は
Ｂは0.0030％以下とする必要がある。

【００３７】ｄ群：Ca、REM の１種または２種を合計で
0.0010〜0.010 ％ ｄ群の元素Ca、REM はそれぞれ介在物形態制御に役立つ
ものであり、特に伸びフランジ成形性の要求がある場
合、単独または複合して含有するのが好ましい。その場
合、総量0.0010％未満では制御効果に乏しい。一方、総
量が0.010 ％を超えると表面欠陥の発生が目立つように
なる。よって、ｄ群は総量で0.0010〜0.010 ％の範囲で
添加することが好ましい。

【００３８】また、本発明では、ＴＳ540MPa以上とＹＳ
とＴＳの比（降伏比ＹＲ）が70％以上という高ＹＲを安
定して確保するには、Nb：0.02％超〜0.1 ％、Ｖ：0.02
％超〜0.1 ％のうちの１種または２種を合計で0.1 ％以
下含有し、微細な炭窒化物の形で、析出Nbと析出Ｖとの
合計量が0.015 ％以上となるよう析出させることが好ま
しい。

【００３９】Nb：0.02％超〜0.1 ％、Ｖ：0.02％超〜0.
1 ％のうちの１種または２種を合計で0.1 ％以下 Nb，Ｖを適量含有して製造条件を後述する条件に制御す
ることにより、適正量の極めて微細な炭窒化物を形成
し、所望の強度の確保および降伏比（ＹＲ）を著しく高
めることができる。これにより、耐疲労特性および耐衝
突特性が顕著に向上する。さらに、Nb，Ｖの微細炭窒化
物は、歪時効硬化特性の向上、フェライト結晶粒径の微
細化および均一化にも寄与する。NbまたはＶの含有量
（＝含有成分の鋼中濃度）が0.02％以下では、この効果
が小さいため、NbまたはＶの含有量は0.02％超とする。

【００４０】一方、Nb，Ｖの含有量（複合含有の場合は
これらの合計量）が0.1 ％を超えると、熱間変形抵抗の
増加、化成処理性や塗装性等の広義の表面処理性の悪
化、溶接部の硬化に由来する溶接部成形性の劣化等をも
たらすので、NbおよびＶの含有量（複合含有の場合はこ
れらの合計量）は0.1 ％以下とする。 析出Nbと析出Ｖとの合計量が0.015 ％以上 Nb，Ｖは、微細な炭窒化物として析出することにより、
強度上昇および歪時効硬化特性の向上に寄与する。ま
た、炭窒化物として存在するNbまたはＶの量、複合含有
の場合はこれらの合計量が0.015 ％より少ない場合に
は、前述の強度上昇効果および歪時効硬化特性向上効果
が十分に発揮されない。本発明鋼の組成では、Nb，Ｖの
析出はほぼ全量が炭窒化物として析出するので、Nb，Ｖ
炭窒化物として存在するNb量、Ｖ量はそれぞれ、析出Nb
量、析出Ｖ量を測定することにより求めるものとし、こ
のため、析出Nb量と析出Ｖ量の合計量を0.015 ％以上に
限定する。ここで、析出Nb量および析出Ｖ量は、前述の
電解法により抽出し、残渣中のNb，Ｖ量を求めこれを析
出Nb、析出Ｖとする。

【００４１】次に、鋼板の組織および機械的性質につい
て説明する。 フェライト相の面積率：50％以上 フェライト相の面積率が50％未満の組織では、高度な加
工性が要求される自動車用鋼板として必要な延性を確保
することが困難となるので、フェライト相の面積率は50
％以上でなければならない。さらに良好な延性が要求さ
れる場合は、フェライト相の面積率は75％以上とするの
が好ましい。

【００４２】また、後述するようにマルテンサイト相を
面積率で５％以上含む組織とし、高強度でかつ高いＢ
Ｈ、ΔＴＳに加え、良好な延性を安定して確保する場合
には、フェライト相の面積率は70％以上とすることが好
ましく、さらに好ましくは80％以上である。また、Nbを
0.02％超〜0.1 ％、Ｖを0.02％超〜0.1 ％のうちの１種
または２種を合計で0.1 ％以下含有させ、Nb、Ｖの微細
な炭窒化物（析出物）の形成によりＴＳ540MPa以上とい
う高張力化と高ＹＲ化を安定して確保させる場合には、
自動車用鋼板としての延性を確保するためフェライト相
の面積率は80％以上とすることが好ましい。

【００４３】ここで、フェライトとしては通常の意味の
フェライト（ポリゴナルフェライト）のみならず、炭化
物を含まないベイニティックフェライト、アシキュラー
フェライトをも含むものとする。なお、フェライト相以
外の相は、とくに限定されないが、強度を高める観点か
らは、マルテンサイト、ベイナイトの各単独相あるいは
これらの混合相が好ましい。なお、残留オーステナイト
は、本発明の組成範囲、製造条件の範囲では３％未満程
度出現する場合がある。

【００４４】なお、高強度で、かつ高いＢＨ、ΔＴＳ、
さらに良好な延性が要求される場合には、マルテンサイ
ト相の存在も重要な要件の一つとなるため、組織中にマ
ルテンサイト相（Ｍ相）を面積率で５％以上含有するの
が好ましい。これにより、高強度でかつＢＨ、ΔＴＳが
高いにもかかわらず良好な延性を有するものとなる。Ｍ
相面積率が５％未満ではマルテンサイト相の存在による
上記効果は小さい。また、面積率で５％以上のマルテン
サイト相の存在により、延性の改善のみならず、降伏比
＝ＹＳ／ＴＳの低下がもたらされ、とくに微小な歪域で
の加工の場合に形状凍結性の改善効果等が顕著となる。
一方、マルテンサイト相（Ｍ相ともいう）の面積率が30
％を超えると強度の増加は顕著となるものの、延性の低
下も顕著となり、低降伏比という特徴も乏しくなるた
め、Ｍ相面積率は30％以下が好ましい。なお、延性と低
降伏比の観点から、より好ましくは７〜20％である。

【００４５】また、この場合、フェライトおよびマルテ
ンサイトの他、面積率で数％程度であれば、ベイナイ
ト、パーライト、残留オーステナイトなどの相が組織中
に含まれていてもよい。 フェライト相の平均結晶粒径：10μｍ以下 本発明では結晶粒径として、断面組織写真からＡＳＴＭ
に規定の求積法により算出した値と、同じく切断法によ
り求めた公称粒径（例えば梅本ら：熱処理24（1984）33
4 参照）のうち、いずれか大きい方を採用する。

【００４６】本発明では、母板で固溶Ｎを確保するが、
本発明者らの実験・検討結果によれば、固溶Ｎ量を一定
に保ってもフェライト相の平均結晶粒径が10μｍを超え
ると歪時効硬化特性に大きなばらつきが生じる。この理
由は、詳細な機構は不明であるが、結晶粒界への合金元
素の偏析と析出、さらにはこれらに及ぼす加工、熱処理
の影響に関係するものと推定されるが、理由はどうあ
れ、歪時効硬化特性の安定化を図るには、フェライト相
の平均結晶粒径は10μｍ以下とする必要がある。なお、
ＢＨおよびΔＴＳのさらなる高位安定化の観点からは、
前記平均結晶粒径は８μｍ以下が好ましい。

【００４７】また、ＴＳ540MPa以上の高張力化とＹＲ：
70％以上の高ＹＲ化を安定して確保するために、Nb、Ｖ
の適正量を含有し、微細な炭窒化物を析出させる場合に
は、Nb炭窒化物またはＶ炭窒化物からなる析出物の平均
粒径を0.05μm 以下とするのが好ましい。NbまたはＶの
炭窒化物が強度上昇および歪時効硬化特性の向上に寄与
するためには、炭窒化物が微細に析出していることが好
ましい。炭窒化物の平均粒径が0.05μm より粗大である
場合には、これらの効果が現出しないため、炭窒化物の
平均粒径は0.05μm 以下とするのが好ましい。なお、N
b，Ｖの炭窒化物の粒径の測定にあたっては、薄膜によ
る透過電子顕微鏡観察により倍率10万倍において少なく
とも20視野の観察を行い、観察される析出物についてエ
ネルギー分散型Ｘ線分析装置（ＥＤＸ）によりNb，Ｖの
炭窒化物の同定を行い、そのNb，Ｖの炭窒化物の短径、
長径の和の１／２をもって粒径とし、視野内すべてのN
b，Ｖの炭窒化物について粒径の測定を行い、その総和
平均をもって平均粒径とする。

【００４８】上記した本発明鋼板は、引張強さ（ＴＳ）
440MPa以上を有する。ＴＳが440MPaを下回る鋼板では、
構造部材的な要素をもつ部材に広く適用することができ
ない。さらに適用範囲を拡げるにはＴＳは500MPa以上、
さらには540MPa以上とするのが望ましい。本発明におい
て、「歪時効硬化特性に優れた」とは、前述のように、
引張歪５％の予変形（予歪付与）後、170 ℃の温度に20
分保持する条件で時効処理を行うという歪時効処理を行
ったとき、前記時効処理前後の変形応力増加量（ＢＨと
記す；ＢＨ＝（時効処理後の降伏応力）−（時効処理前
の予変形応力））が80MPa以上であり、かつ前記歪時効
処理（前記予変形＋前記時効処理）前後の引張強さ増加
量（ΔＴＳと記す；ΔＴＳ＝（時効処理後の引張強さ）
−（予変形前の引張強さ））が40MPa 以上であることを
意味する。 〔予変形条件：引張歪量５％〕歪時効硬化特性を規定す
る場合、予歪（予変形）量が重要な因子となる。本発明
者らは、自動車用鋼板に適用される変形様式を想定し
て、歪時効硬化特性に及ぼす予歪量の影響について調査
し、その結果、前記変形様式における変形応力は、極
めて深い絞り加工の場合を除き、概ね１軸相当歪（引張
歪）量で整理できること、実部品ではこの１軸相当歪
量が概ね５％を上回っていること、部品強度（実部品
の強度）が、予歪５％の歪時効処理後に得られる強度と
良く対応することを突き止めた。この知見をもとに、本
発明では、歪時効処理の予変形を引張歪量５％に定め
た。 〔時効処理条件：（加熱温度）170 ℃×（保持時間）20
分〕従来の塗装焼付け処理条件は、170 ℃×20分が標準
として採用されている。このため、170 ℃×20分を時効
処理条件に定めた。なお、多量の固溶Ｎを含む本発明鋼
板に５％以上の歪が加わる場合は、より緩やかな（低温
側の）処理でも硬化が達成され、言い換えれば時効条件
をより幅広くとることも可能である。また、一般に、硬
化量を稼ぐには、軟化させない限りにおいて、より高温
により長時間保持することが有利である。

【００４９】具体的に述べると、本発明鋼板では、予変
形後に硬化が顕著となる加熱温度の下限は概ね100 ℃で
ある。一方、加熱温度が300 ℃を超えると硬化が頭打ち
となり、400 ℃以上では逆にやや軟化する傾向が現れる
ほか、熱歪やテンパーカラーの発生が目立つようにな
る。また、保持時間については、加熱温度200 ℃程度の
とき概ね30秒程度以上とすれば略十分な硬化が達成され
る。さらに大きな安定した硬化を得るには保持時間60秒
以上が好ましい。しかし、20分を超える保持では、さら
なる硬化を望みえないばかりか、生産効率も著しく低下
して実用面では不利である。

【００５０】以上のことから、本発明鋼を使用する際に
は、加工の後に、時効処理条件の加熱温度を100 〜300
℃、保持時間を30秒〜20分とすることが好ましい。本発
明では、従来の塗装焼付け型鋼板では十分な硬化が達成
されない低温加熱・短時間保持の時効処理条件下でも、
大きな硬化が得られるという利点をも有する。なお、加
熱の仕方はとくに制限されず、通常の塗装焼付けに採用
されている炉による雰囲気加熱のほか、たとえば誘導加
熱や、無酸化炎、レーザ、プラズマなどによる加熱など
のいずれも好ましく用いうる。 〔ＢＨ：80MPa 以上、ΔＴＳ：40MPa 以上〕自動車用の
部品強度は外部からの複雑な応力負荷に抗しうる必要が
あり、それゆえ素材鋼板では小さな歪域での強度特性だ
けでなく大きな歪域での強度特性も重要となる。本発明
者らはこの点に鑑み、自動車部品の素材となすべき本発
明鋼板のＢＨを80MPa 以上に制限するとともに、ΔＴＳ
を40MPa 以上に制限した。より好ましくは、ＢＨでは10
0MPa以上、ΔＴＳでは50MPa 以上である。なお、以上の
制限範囲は５％予歪付与後170 ℃×20分の時効処理とい
う条件におけるＢＨ，ΔＴＳを規定するものであるが、
ＢＨとΔＴＳは、時効処理の加熱温度をより高温側に、
および／または、保持時間をより長時間側に、設定する
ことによっても大きくすることが可能である。

【００５１】また、本発明鋼板には、成形加工後に、加
熱による加速時効（人工的な時効）を行わずとも、室温
で放置しておくだけで、最低限でも完全時効時の40％程
度に相当する強度増加が期待でき、しかも、一方におい
て、成形加工されない状態では、室温で長時間放置され
ても時効劣化（ＹＳが増加しかつＥｌ（伸び）が減少す
る現象）は起こらないという、従来にない利点が備わっ
ている。

【００５２】ところで、本発明の効果は製品板厚が比較
的厚い場合でも発揮されうるが、製品板厚が4.0mm を超
える場合は、鋼板製造段階の塑性加工（圧延加工）の面
で変形抵抗に対する規制がそれほど厳しくないことに加
え、自動車用鋼板の用途では対象となる部品が限定され
るため、本発明の優位性が目立たなくなる。したがっ
て、本発明鋼板は、板厚4.0 mm以下のものが好ましい。

【００５３】また、本発明では、上記した熱延鋼板に電
気めっきまたは溶融めっきを施したものも、めっき前と
同程度のＴＳ、ＢＨ、ΔＴＳを有する。めっきの種類と
しては、電気亜鉛めっき、溶融亜鉛めっき、合金化溶融
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、いずれも好ましく適用しうる。次に、
本発明鋼板の製造方法について説明する。

【００５４】本発明鋼板は、基本的に、本発明範囲内の
組成になる鋼スラブを加熱後粗圧延してシートバーとな
し、該シートバーを仕上圧延後、冷却して巻き取る熱延
工程により製造される。スラブは、成分のマクロな偏析
を防止すべく連続鋳造法で製造することが望ましいが、
造塊法、薄スラブ連鋳法で製造してもよい。また、スラ
ブを製造後いったん室温まで冷却して再度加熱する通常
プロセスのほか、冷却せず温片のままで加熱炉に挿入す
る、あるいは僅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。とくに、固溶状態のＮを有効に確保する
には、直送圧延は有用な技術の一つである。

【００５５】熱延条件は以下のように規定される。 スラブ加熱温度：1000℃以上 初期の固溶Ｎ量を確保して製品固溶Ｎ量の目標（0.0010
％以上）を満たすには、スラブ加熱温度（ＳＲＴと記
す）を1000℃以上とする。なお、Nb：0.02％超〜0.1
％、Ｖ：0.02％超〜0.1 ％のうちの１種または２種を合
計で0.1 ％以下を含有させ、NbとＶとの微細な析出物に
より所望の特性を得る場合には、加熱時にNb、Ｖの炭窒
化物の粗大な析出を抑制し、熱間圧延終了後に低温フェ
ライト域で微細な炭窒化物を適量析出させるために、Ｓ
ＲＴを1100℃以上とするのが好ましい。なお、酸化重量
の増加に伴うロスの増大を避ける観点からはＳＲＴは12
80℃以下が好ましい。

【００５６】加熱後のスラブをシートバーにする粗圧延
は常法により行えばよい。粗圧延後は、シートバーに仕
上圧延を施す。なお、本発明では、粗圧延と仕上圧延の
間で、相前後するシートバー同士を接合し、連続的に仕
上圧延することが好ましい。接合手段としては、溶融圧
接法、レーザ溶接法、電子ビーム溶接法などを適宜に用
いうる。

【００５７】これにより、仕上圧延およびその後の冷却
において形状の乱れを生じやすい非定常部（被処理材の
先端部および後端部）の存在割合が減少し、安定圧延長
さ（同一条件で圧延できる連続長さ）および安定冷却長
さ（張力をかけたまま冷却できる連続長さ）が延長し
て、製品の形状・寸法精度および歩留りが向上する。ま
た、従来のシートバー毎の単発圧延では通板性や噛込み
性の問題により実施が難しかった薄物・広幅に対する潤
滑圧延が容易に実施できるようになり、圧延荷重および
ロール面圧が低減してロール寿命が延長する。

【００５８】また、本発明では、粗圧延と仕上圧延の間
で、シートバー幅端部を加熱するシートバーエッジヒー
タ、シートバー長さ端部を加熱するシートバーヒータの
いずれか一方または両方を使用して、シートバーの幅方
向および長手方向の温度分布を均一化することが好まし
い。これにより、鋼板内の材質ばらつきをさらに小さく
することができる。シートバーエッジヒータ、シートバ
ーヒータは誘導加熱方式のものが好ましい。

【００５９】使用手順は、まずシートバーエッジヒータ
により幅方向の温度差を補償することが望ましい。この
ときの加熱量は、鋼組成などにもよるが、仕上圧延出側
での幅方向温度範囲が概ね20℃以下となるように設定す
るのが好ましい。次いでシートバーヒータにより長手方
向の温度差を補償する。このときの加熱量は、長さ端部
温度が中央部温度よりも20℃程度高くなるように設定す
るのが好ましい。

【００６０】仕上圧延出側温度：800 ℃以上 仕上圧延では、鋼板の組織を均一かつ微細に整えるため
に、仕上圧延出側温度（ＦＤＴと記す）を800 ℃以上と
する。ＦＤＴが低いことは、フェライトの生成を促すと
いう点で好ましいが、ＦＤＴが800 ℃を下回ると仕上圧
延温度が低くなりすぎて組織が不均一となり、一部に加
工組織が残留したりして、プレス成形時に種々の不具合
を発生する危険性が高まる。かかる加工組織の残留は、
高温巻取により回避できるが、高温巻取を行うと粗大粒
が発生して強度が低下し、また固溶Ｎ量も大きく低下す
るため、目標ＴＳ440MPa以上を得ることが困難となる。
なお、機械的性質をさらに改善させるには、ＦＤＴは82
0 ℃以上が望ましい。

【００６１】また、とくに仕上圧延において、熱間加工
時に荷重を低減するために潤滑圧延を行うことは、形状
・材質の均一化のために有効である。その場合、摩擦係
数は0.25〜0.10の範囲が好ましく、さらに、前述の連続
圧延との併合実施が、熱間圧延の操業安定性の観点から
も望ましい。 圧延後の冷却：圧延後0.5 秒以内に開始する冷却速度20
℃/s以上の水冷 熱間圧延終了後は、直ちに（概ね0.5 秒以内に）冷却を
開始し、該冷却は平均冷却速度を20℃/s以上の急冷とす
る必要がある。この要件が満足されないと、粒成長が進
みすぎて結晶粒径の微細化が達成されず、また、圧延で
導入された歪エネルギーによるAlN の析出およびMnSi
N₂,MnSiNの窒化物析出が進みすぎて固溶Ｎ量が欠乏す
る。なお、Nb：0.02％超〜0.1 ％、Ｖ：0.02％超〜0.1
％のうちの１種または２種を合計で0.1 ％以下含有さ
せ、NbとＶとの微細な析出物により所望の特性を得る場
合には、析出物を微細化するため冷却速度は40℃／ｓ以
上とするのが好ましい。なお、材質・形状の均一性を確
保する観点からは、平均冷却速度は300 ℃/s以下が好ま
しい。

【００６２】また、冷却パターンについては、通常行わ
れるように連続的に冷却してもよいし、特にマルテンサ
イトを十分に存在させる場合には冷却中のγ→α変態を
制御し、組織の２相分離を有利に達成するため、700 〜
800 ℃の温度域にて10℃/s以下の徐冷（急冷の中断）を
１〜５秒程度執り行うことも有効である。ただし、該徐
冷後は再び20℃/s以上で急冷する必要がある。

【００６３】巻取温度：650 ℃以下 巻取温度（ＣＴと記す）の低下につれて鋼板強度が増加
する。目標ＴＳ440MPa以上を確保するためには、ＣＴを
650 ℃以下とする。材質均一性の面からはＣＴ300 ℃以
上、さらに好ましくは450 ℃超が好ましい。なお、組織
微細化とＭ相面積率５％以上を達成するためには、ＣＴ
は450 ℃以下とするのが好ましい。さらに、安定してＭ
相を得るためには400 ℃以下が好ましい。なお、ＣＴが
100 ℃を下回ると鋼板形状が乱れやすくなり、実使用上
の不具合を生じる危険性が高まるので、ＣＴは100 ℃以
上、より好ましくは150 ℃以上が望ましい。

【００６４】なお、Nb：0.02％超〜0.1 ％、Ｖ：0.02％
超〜0.1 ％のうちの１種または２種を合計で0.1 ％以下
含有させ、Nb，Ｖの炭窒化物を微細に析出させる場合に
は、ＣＴは650 〜550 ℃の範囲とするのが好ましい。Ｃ
Ｔが650 ℃より高温の場合には、Nb，Ｖの炭窒化物が粗
大化してしまうため、その粒径を0.05μm 以下とするこ
とが困難となり、また鋼板の強度も低下してしまう。一
方、ＣＴが550 ℃より低温の場合には、Nb，Ｖの炭窒化
物の析出が抑制されてしまい、所望量の炭窒化物を確保
できなくなる。

【００６５】さらに、本発明では、巻取後、スキンパス
圧延、レベラ加工のいずれか一方または両方により伸び
率1.5 〜10％の加工（熱延後加工）を行うことが好まし
い。ここに、スキンパス圧延での伸び率は圧下率と同値
である。スキンパス圧延やレベラ加工は、通常は粗度調
整や形状矯正のために行われるが、本発明では、それの
みならず、ＢＨ、ΔＴＳをさらに増大かつ安定化させる
効果がある。この効果は伸び率略1.5 ％以上で顕現する
が、一方、伸び率10％超では延性が劣化する。よって、
熱延後加工は伸び率1.5 〜10％の範囲で行うのが望まし
い。なお、スキンパス圧延とレベラ加工とでは加工様式
が相異なる（前者は圧延、後者は反復曲げ伸ばし）が、
両者の伸び率は、本発明鋼板の歪時効硬化特性に対する
影響の度合いが略同等である。また、本発明では、熱延
後加工の前あるいは後に酸洗を行ってもかまわない。

【００６６】

【実施例】（実施例１）表１に示す組成になる鋼を転炉
で溶製し、連続鋳造によりスラブとなし、該スラブを表
２に示す条件で熱間圧延して熱延鋼板を得た。なお、仕
上圧延ではシートバーを接合せず個別にタンデム圧延し
た。得られた熱延鋼板について、固溶Ｎ、微視組織、引
張特性、歪時効硬化特性、および、歪時効処理による耐
疲労特性、耐衝撃特性の向上代を調査した。

【００６７】固溶Ｎ量は、前記した方法により測定し
た。微視組織は、Ｃ断面（圧延方向に直交する断面）の
板厚の表層10％を除く中心部分について、腐食現出組織
の拡大像を画像解析して調査した。引張特性と歪時効硬
化特性の調査に係る引張試験は、ＪＩＳ５号試験片を用
いＪＩＳＺ2241に準拠した方法で行った。

【００６８】歪時効処理条件は、予歪量：５％、時効処
理条件：170 ℃×20分とした。耐疲労特性は、ＪＩＳＺ
2273に準拠した引張疲労試験による疲労限で評価した。
耐衝撃特性は、「Journal of the Society of Material
s Science Japan. 47,10(1998)1058」に記載の高速引張
試験方法に準拠して歪速度2000/sで測定した応力−歪曲
線について、応力を歪０〜30％の範囲で積分して求めた
吸収エネルギーで評価した。

【００６９】結果を表３に示す。

【００７０】

【表１】

【００７１】

【表２】

【００７２】

【表３】

【００７３】本発明例では、比較例よりも格段に高いＢ
Ｈ、ΔＴＳを呈し、また、歪時効処理による耐疲労特
性、耐衝撃特性の向上代も比較例に比べて大きい。な
お、鋼板No. Ｃ、No. Ｄの鋼板に溶融亜鉛めっきを施し
て製造しためっき鋼板の特性は、めっき前と略同程度で
あった。 （実施例２）表４に示す組成になる鋼を、実施例１と同
様の方法でスラブとなし、該スラブを表５に示す条件で
熱間圧延して、固溶Ｎ量を大きく違えた熱延鋼板（板厚
1.6mm）を得た。このとき、仕上圧延では、その入側で
相前後する25mm厚みのシートバー同士を溶融圧接法で接
合し、連続的にタンデム圧延した。また、粗圧延と仕上
圧延の間で誘導加熱方式のシートバーエッジヒータとシ
ートバーヒータを使用してシートバー温度調整を行っ
た。得られた熱延鋼板について、実施例１と同様の調査
を行った。

【００７４】結果を表６に示す。

【００７５】

【表４】

【００７６】

【表５】

【００７７】

【表６】

【００７８】いずれの鋼板においても歪時効硬化特性が
高位に安定していることがわかる。また、連続圧延とシ
ートバー温度調整の実施により、板厚精度および形状が
実施例１の場合よりも向上した。さらに、前後のシート
バー同士を接合して仕上圧延を連続化しているので、１
本のシートバーについての圧延条件、冷却条件を長手方
向全長にわたり均一にでき、その結果、鋼板全長にわた
って安定した歪時効硬化特性を有していることを確認し
た。 （実施例３）表３の鋼板No. Ａ、No. Ｎ、No. Ｊの各鋼
板について、予歪量を５％とし、時効処理条件を種々変
えてＢＨ、ΔＴＳを調査した。結果を図１に示す。本発
明例（鋼板No. Ａ、No. Ｎ）では、低温・短時間の時効
処理で、比較例（鋼板No. Ｊ）よりも格段に大きく硬化
し、本発明鋼板が優れた歪時効硬化特性を有することが
明らかである。また、本発明例（鋼板No. Ａ、No. Ｎ）
は100 〜300 ℃×30秒〜20分という広範囲な歪時効処理
条件で、優れた歪時効硬化特性を有することがわかる。 （実施例４）表７に示す組成になる鋼を転炉で溶製し、
連続鋳造によりスラブとなし、該スラブを表８に示す条
件で熱間圧延して熱延鋼板を得た。得られた熱延鋼板に
ついて、実施例１と同様に、固溶Ｎ、微視組織、引張特
性、歪時効硬化特性、および、歪時効処理による耐疲労
特性、耐衝撃特性の向上代を調査した。固溶Ｎ、微視組
織、引張特性、歪時効硬化特性、および、歪時効処理に
よる耐疲労特性、耐衝撃特性の調査方法は実施例１と同
様とした。

【００７９】結果を表９に示す。

【００８０】

【表７】

【００８１】

【表８】

【００８２】

【表９】

【００８３】

【表10】

【００８４】

【表11】

【００８５】

【表12】

【００８６】本発明例では、比較例よりも格段に高いＢ
Ｈ、ΔＴＳを呈し、また、歪時効処理による耐疲労特
性、耐衝撃特性の向上代も比較例に比べて大きい。な
お、鋼板No.4-C，No.4-Dの各鋼板に溶融亜鉛めっきを施
して製造しためっき鋼板の特性は、めっき前と略同程度
であった。また、表９の鋼板No.4-A（本発明例）および
No.4-O（比較例）について、予歪量を５％とし、時効処
理条件を表10に示す条件としてＢＨおよびΔＴＳを測定
した。表10には、この結果をあわせて示す。

【００８７】

【表13】

【００８８】表10より、鋼板No.4-A（本発明例）は100
℃×30秒という比較的低温・短時間の時効処理条件で
も、ＢＨおよびΔＴＳの値が大きい値を示す。 （実施例５）表11に示す組成になる鋼を転炉で溶製し、
連続鋳造によりスラブとなし、該スラブを表12に示す条
件で熱間圧延して熱延鋼板を得た。なお、仕上圧延では
シートバーを接合せず個別にタンデム圧延した。得られ
た熱延鋼板について、固溶Ｎ、微視組織、引張特性、歪
時効硬化特性、および、歪時効処理による耐疲労特性、
耐衝撃特性の向上代を調査した。

【００８９】固溶Ｎ量および、析出Nb量Nb^* および析出
Ｖ量Ｖ^* は、前記した方法により測定した。微視組織
は、実施例１と同様に、Ｃ断面（圧延方向に直交する断
面）の板厚の表層10％を除く中心部分について、腐食現
出組織の拡大像を画像解析して調査した。また、透過型
電子顕微鏡およびエネルギー分散型Ｘ線分析装置を用い
てNb，Ｖ炭窒化物の平均粒径を求めた。

【００９０】引張特性と歪時効硬化特性の調査に係る引
張試験は、実施例１と同様に、ＪＩＳ５号試験片を用い
ＪＩＳＺ2241に準拠した方法で行った。歪時効処理条件
は、実施例１と同様に、予歪量：５％、時効処理条件：
170 ℃×20分とした。耐疲労特性は、実施例１と同様
に、ＪＩＳＺ2273に準拠した引張疲労試験による疲労限
で評価した。

【００９１】耐衝撃特性は、実施例 1と同様に、「Jour
nal of the Society of MaterialsScience Japan. 47,1
0(1998)1058」に記載の高速引張試験方法に準拠して歪
速度2000/sで測定した応力−歪曲線について、応力を歪
０〜30％の範囲で積分して求めた吸収エネルギーで評価
した。さらに、鋼板（歪時効処理材）の強度レベルに対
する耐衝撃特性および耐疲労特性の優劣を評価するた
め、歪時効処理材の引張強さＴＳ（MPa ）に対する吸収
エネルギーＥn(MJ/m³)の比、Ｅn ／ＴＳ（MJ/(m³MPa)）
および、歪時効処理材の引張強さＴＳ（MPa ）に対する
疲労限σ_w （MPa）の比σ_w ／ＴＳを求めた。

【００９２】結果を表13に示す。本発明例のうち、鋼板
No.5-B1,No.5-C1,No.5-D1,No.5-G1,No.5-H1,No.5-J1 は
Nb：0.02％超〜0.1 ％、Ｖ：0.02％超〜0.1 ％のうちの
１種または２種を合計で0.1 ％以下含み、含有させたN
b，Ｖを炭窒化物として微細に十分量析出させた場合で
あるが、ＴＳ540MPa以上となり、また鋼板引張特性の降
伏比ＹＲ：70％以上を満足し、かつＢＨ：80MPa 以上，
ΔＴＳ：40MPa 以上を達成し、さらに耐疲労特性、耐衝
撃特性を兼ね備えている。また、Ｅn ／ＴＳ、σ_w ／Ｔ
Ｓの値が大きく、強度レベルが同じ本発明例（鋼板No.5
-B3,No.5-B4,No.5-E1,No.5-G3,No.5-I1 ）と比較すると
より優れた耐疲労性、耐衝撃性を有すると言える。

【００９３】

【表14】

【００９４】

【表15】

【００９５】

【表16】

【００９６】なお、鋼板No.5-C1 （本発明例）に溶融亜
鉛めっきを施して製造しためっき鋼板の特性は、めっき
前と略同程度であった。

【００９７】

【発明の効果】本発明によれば、ＴＳ440MPa以上の母板
強度特性を有し、比較的低温・短時間の時効条件下での
歪時効処理後でも、ＢＨ80MPa 以上、ΔＴＳ40MPa 以上
を安定してクリアできる優れた歪時効硬化特性を有し、
さらには、優れた耐疲労特性、耐衝撃特性をも有し、ま
た、めっき後も同様の特性を有する熱延鋼板が、形状を
乱さず工業的に安価に製造でき、産業上格段の効果を奏
する。また、本発明によれば、自動車部品用鋼板の板厚
を例えば2.0mm 程度から1.6 mm程度へと１グレード低減
することができ、自動車車体の軽量化推進に大きく寄与
するという優れた効果を奏する。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明例と比較例の歪時効硬化特性を対比して
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 黒澤 伸隆 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 鉄株式会社千葉製鉄所内 (72)発明者 冨永 陽一 千葉県千葉市中央区川崎町１番地 川崎製 鉄株式会社千葉製鉄所内 (72)発明者 片山 教幸 千葉県千葉市中央区川崎町１番地 川崎製 鉄株式会社千葉製鉄所内 (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 EA02 EA05 EA06 EA09 EA11 EA13 EA15 EA16 EA17 EA18 EA19 EA20 EA23 EA25 EA27 EA28 EA31 EA32 EA36 EB08 EB09 EB11 FA02 FA03 FB10 FC03 FC04 FD03 FD04 FE02 JA06

Claims (12)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 質量％で、 Ｃ：0.15％以下、 Si：2.0 ％以下、 Mn：2.5 ％未満、 Ｐ：0.08％以下、 Ｓ：0.02％以下、 Al：0.02％以下、 Ｎ：0.0050〜0.0250％ を含み、Ｎ（質量％）／Al（質量％）が0.3 以上、固溶
   状態のＮが0.0010％以上になり、残部がFeおよび不可避
   的不純物からなる組成と、平均結晶粒径10μｍ以下のフ
   ェライト相を面積率で50％以上含む組織とを有すること
   を特徴とする歪時効硬化特性に優れた高張力熱延鋼板。
2. 【請求項２】 前記組織が、平均結晶粒径10μｍ以下の
   フェライト相を面積率で７0 ％以上含み、かつマルテン
   サイト相を面積率で５％以上含む組織であることを特徴
   とする請求項１に記載の高張力熱延鋼板。
3. 【請求項３】 前記組成が、さらに、質量％で下記ａ群
   〜ｄ群の１群または２群以上を含むことを特徴とする請
   求項１または２に記載の高張力熱延鋼板。 記 ａ群：Cu、Ni、Cr、Moの１種または２種以上を合計で1.
   0 ％以下 ｂ群：Nb、Ti、Ｖの１種または２種以上を合計で0.1 ％
   以下 ｃ群：Ｂを0.0030％以下 ｄ群：Ca、REM の１種または２種を合計で0.0010〜0.01
   0 ％
4. 【請求項４】 質量％で、 Ｃ：0.03〜0.10％、 Si：2.0 ％以下、 Mn：1.0 ％以上2.5 ％未満、 Ｐ：0.08％以下、 Ｓ：0.02％以下、 Al：0.02％以下、 Ｎ：0.0050〜0.0250％ を含み、さらに、Nb：0.02％超〜0.1 ％、Ｖ：0.02％超
   〜0.1 ％のうちの１種または２種を合計で0.1 ％以下含
   み、かつ、Ｎ（質量％）／Al（質量％）が0.3 以上、固
   溶状態のＮが0.0010％以上、析出Nbと析出Ｖとの合計が
   0.015 ％以上であり、残部がFeおよび不可避的不純物か
   らなる組成を有し、平均結晶粒径10μｍ以下のフェライ
   ト相を面積率で80％以上含み、Nb炭窒化物またはＶ炭窒
   化物からなる析出物の平均粒径が0.05μm 以下である組
   織を有することを特徴とする、歪時効硬化特性に優れた
   高張力熱延鋼板。
5. 【請求項５】 前記高張力熱延鋼板が板厚4.0 mm以下の
   ものである請求項１ないし４のいずれかに記載の高張力
   熱延鋼板。
6. 【請求項６】 請求項１ないし５のいずれかに記載の高
   張力熱延鋼板に電気めっきまたは溶融めっきを施してな
   る高張力熱延めっき鋼板。
7. 【請求項７】 質量％で、 Ｃ：0.15％以下、 Si：2.0 ％以下、 Mn：2.5 ％未満、 Ｐ：0.08％以下、 Ｓ：0.02％以下、 Al：0.02％以下、 Ｎ：0.0050〜0.0250％ あるいはさらに下記ａ群〜〜ｄ群の１群または２群以上
   を含み、Ｎ（質量％）／Al（質量％）が0.3 以上になる
   組成を有する鋼スラブを1000℃以上に加熱した後に、粗
   圧延してシートバーとなし、該シートバーを仕上圧延出
   側温度を800 ℃以上として仕上圧延を行った後、0.5 秒
   以内に冷却速度20℃/s以上で冷却し、650℃以下の温度
   で巻取ることを特徴とする歪時効硬化性に優れた高張力
   熱延鋼板の製造方法。 記 ａ群：Cu、Ni、Cr、Moの１種または２種以上を合計で1.
   0 ％以下 ｂ群：Nb、Ti、Ｖの１種または２種以上を合計で0.1 ％
   以下 ｃ群：Ｂを0.0030％以下 ｄ群：Ca、REM の１種または２種を合計で0.0010〜0.01
   0 ％
8. 【請求項８】 前記650 ℃以下の温度で巻取るに代え
   て、450 ℃以下の温度で巻取ることを特徴とする請求項
   ７に記載の高張力熱延鋼板の製造方法。
9. 【請求項９】 質量％で、 Ｃ：0.03〜0.10％、 Si：2.0 ％以下、 Mn：1.0 ％以上2.5 ％未満、 Ｐ：0.08％以下、 Ｓ：0.02％以下、 Al：0.02％以下、 Ｎ：0.0050〜0.0250％ を含み、さらに、Nb：0.02％超〜0.1 ％、Ｖ：0.02％超
   〜0.1 ％のうちの１種または２種を合計で0.1 ％以下含
   み、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有す
   る鋼スラブを、1100℃以上に加熱した後に、粗圧延して
   シートバーとなし、該シートバーを仕上圧延出側温度を
   800 ℃以上として仕上圧延を行った後、0.5 秒以内に冷
   却速度40℃/s以上で冷却し、550 〜650 ℃の温度範囲で
   巻取ることを特徴とする、歪時効硬化性に優れた高張力
   熱延鋼板の製造方法。
10. 【請求項１０】 巻取後、スキンパス圧延、レベラ加工
    のいずれか一方または両方により伸び率1.5 〜10％の加
    工を行うことを特徴とする請求項７ないし９のいずれか
    に記載の高張力熱延鋼板の製造方法。
11. 【請求項１１】 前記粗圧延と前記仕上圧延の間で、相
    前後するシートバー同士を接合することを特徴とする請
    求項７ないし10のいずれかに記載の高張力熱延鋼板の製
    造方法。
12. 【請求項１２】 前記粗圧延と前記仕上圧延の間で、シ
    ートバー幅端部を加熱するシートバーエッジヒータ、シ
    ートバー長さ端部を加熱するシートバーヒータのいずれ
    か一方または両方を使用することを特徴とする請求項７
    ないし11のいずれかに記載の高張力熱延鋼板の製造方
    法。