JP4465805B2 - 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 Download PDFInfo
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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。
【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。
【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７−268544号公報）。しかしながら、これらの技術で得られるＢＨ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、（Ar3 ＋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 〜950 ℃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。
【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。
【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。
【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。
【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（ただし、Ｃ：0.01〜0.05％，Ｍｎ：0.10〜0.30％，Ｓｉ：0.001〜0.05％，Ｐ：0.02％以下，Ｓ：0.004〜0.012％，Ａｌ：0.01〜0.1％，Ｎ：0.001〜0.007％を含有し残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を除く）、
および、平均結晶粒径8.0 μｍ以下のフェライトを主相（体積率65％以上の相）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、ならびに、前記歪時効処理後、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。
【００１１】
記
Δｎ＝κ・εp …(1)
Δσ≧1000・ε p …(2)
ここに、κは1.0 以上の定数
【００１２】
〔２〕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〕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
〔３〕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群を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成（ただし、Ｃ：0.01〜0.05％，Ｍｎ：0.10〜0.30％，Ｓｉ：0.001〜0.05％，Ｐ：0.02％以下，Ｓ：0.004〜0.012％，Ａｌ：0.01〜0.1％，Ｎ：0.001〜0.007％を含有し残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を除く）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（％））
〔４〕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〔３〕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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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、（Ar3 ＋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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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（ｎ0.07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＝（σ0.10−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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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７−268544号公報）。しかしながら、これらの技術で得られるＢＨ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、（Ar3 ＋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 〜950 ℃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。
【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。
【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。
【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。
【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（ただし、Ｃ：0.01〜0.05％，Ｍｎ：0.10〜0.30％，Ｓｉ：0.001〜0.05％，Ｐ：0.02％以下，Ｓ：0.004〜0.012％，Ａｌ：0.01〜0.1％，Ｎ：0.001〜0.007％を含有し残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を除く）、
および、平均結晶粒径8.0 μｍ以下のフェライトを主相（体積率65％以上の相）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、ならびに、前記歪時効処理後、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。
【００１１】
記
Δｎ＝κ・εp …(1)
Δσ≧1000・ε p …(2)
ここに、κは1.0 以上の定数
【００１２】
〔２〕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〕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
〔３〕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群を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成（ただし、Ｃ：0.01〜0.05％，Ｍｎ：0.10〜0.30％，Ｓｉ：0.001〜0.05％，Ｐ：0.02％以下，Ｓ：0.004〜0.012％，Ａｌ：0.01〜0.1％，Ｎ：0.001〜0.007％を含有し残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を除く）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（％））
〔４〕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〔３〕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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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、（Ar3 ＋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。
【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。
【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。
【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。
【００３５】
【表１】
【表２】
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。
【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。
【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（ｎ0.07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＝（σ0.10−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】
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。
【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。
【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。
Claims (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 ％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（ただし、Ｃ：0.01〜0.05％，Ｍｎ：0.10〜0.30％，Ｓｉ：0.001〜0.05％，Ｐ：0.02％以下，Ｓ：0.004〜0.012％，Ａｌ：0.01〜0.1％，Ｎ：0.001〜0.007％を含有し残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を除く）、
および、平均結晶粒径8.0 μｍ以下のフェライトを主相（体積率65％以上の相）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、ならびに、前記歪時効処理後、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
Δｎ＝κ・εp …(1)
Δσ≧1000・εp …(2)
ここに、κは1.0 以上の定数 - 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 - 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群を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成（ただし、Ｃ：0.01〜0.05％，Ｍｎ：0.10〜0.30％，Ｓｉ：0.001〜0.05％，Ｐ：0.02％以下，Ｓ：0.004〜0.012％，Ａｌ：0.01〜0.1％，Ｎ：0.001〜0.007％を含有し残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を除く）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（％）） - 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３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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