JP4634885B2

JP4634885B2 - 疲労特性と塗装焼付硬化性能と耐常温時効性に優れた高強度薄鋼板及びその製造方法

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Publication number: JP4634885B2
Application number: JP2005216304A
Authority: JP
Inventors: 力岡本; 直紀丸山; 浩之棚橋; 直樹吉永; 修史福田
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2005-07-26
Filing date: 2005-07-26
Publication date: 2011-02-16
Anticipated expiration: 2025-07-26
Also published as: JP2007031771A

Description

本発明は，主としてプレス加工される自動車用鋼板を対象とし，０．６〜６．０ｍｍ程度の板厚で，疲労特性と塗装焼付硬化性能と耐常温時効性に優れた高強度薄鋼板及びその製造方法に関するものである。

近年，自動車の燃費改善対策としての車体軽量化，部品の一体成形によるコストダウンのニーズが強まっている。車体軽量化のためには鋼板を高強度化して鋼板板厚を低くすることが有効である。ところが，一般的に材料の高強度化は形状凍結性の低下や成形時の割れといったプレス成形性の劣化が伴うことが知られており，加工性を低下させずに高強度化する方法が強く望まれている。更に，自動車部品の望まれる要求を考えると，成型加工後の静的強度，疲労強度は非常に重要な特性であり，これに対するニーズが高まっている。これに対し，特許文献１にはNによる歪時効硬化を利用して，塗装焼付け後に降伏応力だけでなく，引張り強度も上昇させることにより，成形時には低強度で高い成形性を持ち，成形・焼付け塗装後に疲労強度を高める技術が提案されている。また，特許文献２には，金属組織中に低温変態フェライト相を入れることで，Nの歪時効硬化が増加する技術を報告している。しかし，これらの方法は高いＢＨ特性を得ることは可能となるものの，常温時効性および伸びの常温劣化性とのバランスが悪いという問題を有していた。

ＢＨ特性と耐常温時効性を両立する技術として，特許文献３に固溶Ｎの残存する鋼にＣｒ，Ｍｏ，Ｖを添加し，常温でのみ，これらの合金元素とＮとのクラスターを形成させ，ＢＨを損なうことなく，常温時効性を改善した鋼板を提案している。更に，特許文献４は，ＢＨ特性と耐常温時効性と伸びの常温劣化性を両立するために，ＣｒとＯを適正量添加する技術が提案されている。しかし，これらの技術では，自動車の更なる軽量化指向のための板厚低減により顕在化した疲労特性の改善ニーズを十分に満たすには至っておらず，更なる疲労特性の改善が必要である。

特開２００２−４７５３６号公報特開２００４−２３８６８７号公報特開２００２−５３９３３号公報特開２００２−３２３９２５号公報

本発明は上記した従来の問題点を解決するためになされたものであって，電着塗装工程を経て作られる自動車用の構造部材・足廻り部材・パネル部材用途，建築用の構造部材，電気製品の内外板パネルに好適な疲労特性と塗装焼付硬化性能と耐常温時効性に優れた高強度薄鋼板とその製造方法を提供しようとするものである。

上記の課題を解決するためになされた本発明の疲労特性と塗装焼付硬化性能と耐常温時効性に優れた高強度薄鋼板の要旨は，下記の通りである．
（１）
質量％にて
Ｃ：０．０1％以上，０．２０％以下，
Ｓｉ：２．０％以下，
Ａｌ：０．０５％以下，
Ｍｎ：０．１％以上，３．０％以下，
Ｐ：０．１％以下，
Ｓ：０．０００５％以上，０．０１％以下，
Ｎｂ：０．００５％以上，０．０５％以下
Ｎ：０．００３％以上，０．０１５％以下，
Ｃｒ：０．３％以上，１．５％以下
含有し，残部が鉄及び不可避的不純物からなる鋼組成であって，Ｎ濃度[Ｎ]，Ｃｒ濃度[Ｃｒ]が式（１）を満たし，
0.046×√（[Ｎ]×10000）＋0.20＜[Ｃｒ]＜0.058×√（[Ｎ]×10000）＋0.70 （１）
フェライトを主相とし，フェライト粒径が２５μｍ以下であることを特徴とする，疲労特性と塗装焼付硬化性能と耐常温時効性に優れた高強度薄鋼板。

（２）
更に，質量％で
Ｏ：０．００１０％以上，０．０２％以下
含有する鋼組成であることを特徴とする，（１）に記載の疲労特性と塗装焼付硬化性能と耐常温時効性に優れた高強度薄鋼板。

（３）
更に，質量％で
Ｖ：０．００５％以上，０．０５％以下
含有し，残部が鉄及び不可避的不純物からなる鋼組成であって，Ｎ濃度[Ｎ]，Ｃｒ濃度[Ｃｒ]，Ｖ濃度[Ｖ]が式（２）を満たし，
0.046×√（[Ｎ]×10000）＋0.20＜[Ｃｒ]＋5×[Ｖ]＜0.058×√（[Ｎ]×10000）＋0.70 （２）
フェライトを主相とし，フェライト粒径が２５μｍ以下であることを特徴とする，（１）または（２）に記載の疲労特性と塗装焼付硬化性能と耐常温時効性に優れた高強度薄鋼板。

（４）
更に，鋼組織に占めるパーライト相の割合が１０％以下であることを特徴とする，（１）〜（３）のいずれかに記載の疲労特性と塗装焼付硬化性能と耐常温時効性に優れた高強度薄鋼板。

（５）
更に，鋼組織のフェライト粒の短軸と長軸の比が0.2以上であることを特徴とする，（１）〜（４）のいずれかに記載の疲労特性と塗装焼付硬化性能と耐常温時効性に優れた高強度薄鋼板。

（６）
更に，質量％で
Ｃａ，Ｍｇ，Ｚｒ，ＲＥＭの1種または2種以上を０．０００５％以上，０．０２％以下
含有する鋼組成であることを特徴とする，（１）〜（５）のいずれかに記載の疲労特性と塗装焼付硬化性能と耐常温時効性に優れた高強度薄鋼板。

（７）
更に，質量％で
Ｍｏ：０．０２％以上，０．５％以下，
Ｂ：０．０００３％以上，０．００１０％以下，
の1種または2種を含有する鋼組成であることを特徴とする，（１）〜（６）のいずれかに記載の疲労特性と塗装焼付硬化性能と耐常温時効性に優れた高強度薄鋼板。

（８）
（１）〜（３），（６），（７）のいずれかに記載された鋼組成の鋼に対して，圧延終了温度をＡｒ_３変態点以上とする熱延を行い，その後，冷却を行い，４５０℃以上，５７５℃以下で捲取ることを特徴とする，疲労特性と塗装焼付硬化性能と耐常温時効性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。

（９）
更に，熱延終了後，１．０ｓ以上，３．０ｓ以下の間に冷却を開始することを特徴とする，（８）に記載の疲労特性と塗装焼付硬化性能と耐常温時効性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。

（１０）更に，熱延終了温度から７００℃までの冷却速度が２５℃/s以上であることを特徴とする，（８）または（９）に記載の疲労特性と塗装焼付硬化性能と耐常温時効性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。

（１１）
更に，冷延と焼鈍工程を行い，焼鈍工程では，６００℃以上，９００℃以下の温度で１０秒以上保持する焼鈍条件とすることを特徴とする，（８）〜（１０）のいずれかに記載の疲労特性と塗装焼付硬化性能と耐常温時効性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。

本発明によれば，疲労特性と塗装焼付硬化性能と耐常温時効性に優れた高強度薄鋼板を提供することができるので，電着塗装工程を経て作られる自動車用の構造部材・足廻り部材・パネル部材用途，建築用の構造部材，電気製品の内外板パネルに好適である。また，本発明の高強度薄鋼板を自動車用鋼板に適用した場合は車体の軽量化，部品の一体成形化，加工工程の合理化が可能であって，燃費の向上，製造コストの低減を図ることができるものとして工業的価値大なるものである。

本発明者らは，上記の課題を達成するために，ＣｒとＮの添加量とＣＴの条件について検討し，ＣｒＮ析出物の生成量とＣｒ−Ｎの弱い相互作用による生成物の最適制御を行うことで，塗装焼付け相当の処理後に，高いＢＨのみならず，引張り強度も上昇させることができ，更に，常温では時効がほとんど起こらないことを見出した。更に，一般に，疲労限強度は母材強度の1/2程度であることが知られており，従来の焼付け塗装を用いた疲労限強度の上昇は，塗装焼付け処理による強度上昇の1/2程度であるが，このＣｒ−Ｎの弱い相互作用を利用した鋼板では，結晶粒を微細化し，25μｍ以下とすると，塗装焼付けで得られる強度上昇量の寄与以上に疲労限強度が増加することを見出すことを見出し，この発明をなすに至ったのである。Ｃｒ，Ｎ添加による，疲労強度の増加のメカニズムは明確ではないが，Ｃｒ−Ｎの弱い相互作用による生成物が焼付け塗装相当の処理を受けた時，一時的に溶解することで固溶Ｃｒ，Ｎが増大し，これが，繰り返し加重を受けたときに金属組織中の微細なセル組織の形成を促進し，疲労強度を増加させたものと考えている。

以下，鋼組成の各元素の規定理由について説明する。
Ｃは鋼の歪時効効果の発現およびミクロ組織の制御に必須の添加元素である。この効果を十分に得るためには０．０１％以上の添加が必要である。しかし，０．２％を超えると常温で非時効化することが難しくなり，溶接性が低下する。このため，本発明では０．２％以下とする。また，Ｃが高いとパーライト相が生成しやすく疲労特性が低下するため，０．１％以下が望ましい。

Ｓｉは過剰な添加で化成処理性を悪化させ，また，Ｓｉスケールも発生するため，２．０％を上限とする。特に，表層品位が問題となる鋼板おいては１．０％以下が望ましい。一方で，Ｓｉはパーライトの生成を抑制すること，固溶強化により強度に上昇に役立つ元素であることから，０．０１％以上の添加が好ましい。なお，Ｓｉは０％の場合も含む。

Ａｌは，本発明において重要な元素の一つである。Ａｌは鋼材のミクロ組織の調整に用いられ，脱酸調整元素として使用される。但し，ＡｌはＮと結合しＡｌＮを形成する結果，ＢＨ性が低下するので，添加量は少ないことが望ましい。Ａｌ量が０．０５％を超えるとＡｌＮが析出し，固溶Ｎが低減してしまうため，Ａｌ量は０．０５％以下とする。なお，Ａｌは０％の場合も含む。

Ｍｎは，強度の確保に必要な元素であり，０．１％以上の添加を必要とする。しかし，３．０％を超えて多量に添加するとミクロ偏析，マクロ偏析が起こりやすくなり，材料の加工性を劣化させる他，化成処理性の劣化も見られることから，３．０％以下とする必要がある。

Ｐはフェライトに固溶してその延性を低下させるので，その含有量は０．１％以下とする。なお，Ｐは０％の場合も含む。

ＳはＭｎＳを形成して破壊の起点として作用し著しくプレス成形性を低下させるので０．０１％以下とする。ただし，０．０００５％未満まで低下させるためには，非常に生産コストがかかってくるため，下限を０．０００５％以上とする。

Ｎｂは，粒成長を抑制することで鋼板の結晶粒を微細化し，疲労強度を上昇させる。更に，ＮｂＣの微細な析出物による析出強化により，鋼板の高強度化を可能とする。この目的のためにはＮｂを０．００５以上添加することが必要である。一方，多量の添加は析出強化能が頭打ちとなること，更に，析出物が多量に生成しすぎて延性が劣化すること，ＮｂＮの析出により固溶Ｎを低減させ，ＢＨが低下してしまうことから，０．０５％以下とする。

Ｎは鋼の歪時効効果の発現およびミクロ組織の制御に必須の添加元素である。特に熱延鋼板においては，捲取後の除冷時にＣがセメンタイトとして析出し，固溶Ｃが鋼中に残りにくいためＣによるＢＨが得られにくく，固溶ＮによるＢＨが主となる。０．００２％未満であると塗装焼付け相当の処理後のＢＨが低く，引張り強度の増加も得られない。このため，０．００２％以上必要である。一方で，０．０１５％を超えると，Ｃｒ添加によっても，耐時効性が劣化し，プレス加工で問題となる．従って，Ｎの上限を０．０１５％とする。

Ｃｒは本発明における重要な元素の一つである。０．３％以上のＣｒ添加によって初めて高ＢＨ性と耐時効性の両立が可能となる。このメカニズムについては明確ではないが，ＣｒはＮと弱い相互作用があり，常温ではダイポールやクラスターのような生成物を形成し，Ｎの拡散を抑制するため耐常温時効性を確保することができるのに対して，１７０℃程度の塗装焼付処理温度では，Ｎがこれらの生成物から離れ，転位を固着するため，高いＢＨが得られると考えている。ただし，Ｃｒ添加量が１．５％を超えると製造工程中にＣｒ炭窒化物が析出し，固溶Ｎが減少するため，ダイポールやクラスターのような生成物の生成量が低減するため高いＢＨが得られなくなる。特に，非時効性が厳しい部品においては，Ｃｒ添加量は０．６％以上の添加が望ましい。

Ｏは，ＢＨ鋼板において課題となる常温時効での伸び劣化を抑制するためには必須の元素である。Ｏは，Ｃｒが添加された材料において所定の量に制御することで常温時効による伸び劣化を顕著に改善できる。この理由は明らかではないが，酸化物の周辺の歪み場にＣｒとＮの生成物が優先的に生成する。これによって，ＣｒによるＮの拡散抑制効果を強めること，更に，生成物の粒界への析出を低減させることで粒界強化により常温時効による伸びの劣化がさえられていると思われる。Ｏの量は０．００１０％以上とするとこのような効果が得られるが，伸び劣化が特に問題となる鋼板においては，０．００２０％以上とすることが望ましい。一方で０．０２％を超えるとこのような効果が飽和し，粗大な酸化物が，局部延性を低下させるため，これを上限とする。

ＯはＡｌ，Ｚｒ，Ｍｇ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｌａ，Ｃｅ，Ｆｅなどの酸化物またはそれらの複合酸化物として存在しても構わない。また，酸化物のサイズ，分布，形態については特に限定しないが，微細に分散していることが望ましく，平均酸化物粒径０．８μｍ以下であることが望ましい。

ＶもＣｒと同様Ｎと弱い相互作用があり，Ｃｒとの複合添加によって，（Ｃｒ，Ｖ）−Ｎのクラスターを形成し，高ＢＨと耐時効性を両立をＣｒ単独添加以上に達成しうる元素である。この効果を得るためには，Ｖは０．００５％以上添加する必要がある。一方で，多量に添加するとＶＮとして析出してしまうために，ＢＨ性を低下させる．従って，Ｖの上限は０．０５％とする。

高ＢＨと耐時効性を両立するためにはＣｒとＮまたは，Ｃｒ，ＶとＮのダイポールやクラスターの生成を制御する必要がある。Ｎに比べ，Ｃｒ，Ｖが多すぎると，強い結合で結ばれた窒化物となり，塗装焼付け処理でもＮが析出物から抜け出すことなく，ＢＨ性が低下する。一方で，Ｎが高く，Ｃｒ，Ｖが少ないとダイポールやクラスターの生成によるＮの拡散の抑制効果がないために，耐時効性が低減する。発明者らは，Ｃｒ，Ｖ，Ｎの最適な添加量の関係を鋭意研究し，熱延条件により高ＢＨ，高ΔＴＳ，低Ａｌを満足させるためのＣｒ，Ｎの最適添加量が図４に示すような範囲を見出した。図４は実施例の表２の各成分の子番１（Ａ１〜ｆ１）に対し，３０Ｎ／ｍｍ２以下のＡＩと５０Ｎ／ｍｍ２以上のＢＨを満たすものに●，いずれかを満たさないものを×としてＣｒ，Ｎの成分に対してプロットしたものである。これより，Ｃｒ，Ｖの最適添加量をＮに対して下記の式（１），（２）とすることで優れた特性が得られることがわかった。この式が意味するところは明らかではないが，Ｎの添加量が増大すると，析出の駆動力が増大するため，（Ｃｒ，Ｖ）窒化物の生成量が増大するとともに，過剰Ｎの安定化のためＡｌとの結合率が増大しＡｌＮとしての固溶Ｎが消費されることで，Ｃｒ，ＶとＮのダイポールやクラスターの生成量の最適条件はN添加量に対して直線的にではなくなったと考えている。そして，この式において，[Ｃｒ]又は[Ｃｒ]＋１．２[Ｖ]が右辺より大きいとき（Ｃｒ，Ｖ）窒化物の生成量が増大し，ＢＨ性が低下し，左辺より小さいときには常温時効性の確保が困難となる。

0.046×√（[Ｎ]×10000）＋0.20＜[Ｃｒ]＜0.058×√（[Ｎ]×10000）＋0.70 （１）
0.046×√（[Ｎ]×10000）＋0.20＜[Ｃｒ]＋5×[Ｖ]＜0.058×√（[Ｎ]×10000）＋0.70 （２）

Ｃａ，Ｍｇ，Ｚｒ，ＲＥＭは硫化物系介在物の形態を制御し，局部延性を改善するために有効である。この形態制御効果を有効ならしめるためにはＣａ，Ｚｒ，Ｍｇ，ＲＥＭの１種または２種以上を０．０００５％以上の添加するのが望ましい。一方，多量の添加は硫化物系介在物の粗大化を招き，清浄度を悪化させて延性を低下させるのみならず，コストの上昇を招くので，ＣａとＺｒ，Ｍｇ，ＲＥＭの上限を０．０２％とする．尚，ＲＥＭとしては，例えば，元素番号２１，３９，５７〜７１の元素である。

Ｃｕ，Ｎｉ，Ｍｏ，Ｃｒ，Ｂはミクロ組織および強度の制御に用いられるもので，添加量が少ないと強度上昇の効果がなく，過剰の添加では，延性を劣化させる。従って，Ｃｕは０．０４％以上，１．４％以下，Ｎｉは０．０２％以上，０．８％以下，Ｍｏは０．０２％以上，０．５％以下，Ｂは０．０００３％以上，０．００１０％以下の１種または２種以上を添加することが必要である。

なお，本発明の鋼組成において，Ｏ，Ｖ，Ｃａ，Ｍｇ，Ｚｒ，ＲＥＭの１種または２種以上，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｍｏ，Ｃｒ，Ｂの含有は，いずれも任意である。

次に本発明の金属組織について説明する．
本発明の鋼の金属組織としては，十分な延性を確保し，高い疲労強度を得るためにはフェライトを主相とすることが望ましい。このとき，特に加工性が必要とされる用途のためには，フェライト相の分率としては８０％以上であることが望ましい。また，フェライト粒径は疲労強度の観点から小さいほうが望ましい。更に，本発明鋼においては，メカニズムについては明確ではないが，Ｃｒ，Ｎが添加された材料においては，母材の結晶粒径が細かいほど，繰り返し荷重により形成されるセル組織も小さくなり，図２に示すように疲労強度の顕著な上昇が得られると考えている。この効果を効率的に得るためにフェライト粒径を２５μｍ以下とする。但し，フェライト粒径が小さすぎると，Ｃｒ，Ｎが粒界に偏析しやすく，粒内のＣｒ，Ｎが低減し，本発明の効果が得られにくくなる．このため，結晶粒径は５μｍ以上であることが望ましく，更に，４４０ＭＰａ以下の強度の鋼においては１０μｍ以上であることが望ましい。尚，粒径は各粒の面積を円相当径に換算して求めることができる。更に，フェライト形態が針状組織であると，繰り返し荷重負荷において，均一に応力を分散しにくくなることから疲労強度の低下につながる。このため，フェライト組織の形態としてはポリゴナル形状であることが望ましく，フェライト粒の短軸と長軸の比（短軸／長軸）は０．２以上であることが望ましい。

また，疲労特性は鋼中にパーライトが存在すると，フェライト相との界面，パーライト中のフェライト，セメンタイト界面に応力集中するため低減する。この抑制のために，パーライト組織は少ないことが望ましい。本発明者らは，パーライトの無害化について鋭意研究を重ねた結果，１０％以下であれば，第二相としてパーライトが存在しても疲労特性が劣化しないことを見出した。これより，パーライト相は１０％以下とすることが望ましい。

本発明の高強度薄鋼板とは，３４０ＭＰａ以上の引張り強度を持つもので，熱延鋼板，冷延鋼板および熱延表面処理鋼板，冷延表面処理鋼板を示す。更に，本発明鋼板の表面処理とは，例えば亜鉛メッキ，潤滑処理等が施されているものとする。

次に製造方法について説明する．
熱延工程の仕上圧延終了温度は圧延前のフェライトの生成を妨げ，延性を良好にするためＡｒ_３変態点以上とする必要がある．また，ＣｒＮまたは（Ｃｒ，Ｖ）Ｎの析出を抑制するために捲取温度は５７５℃以下とする。一方，捲取温度が低すぎるとマルテンサイト相が生成し，固溶Ｃが増加することから，Ｃｒ添加による常温時効性の改善が得られなくなる。従って，捲取温度は４５０℃以上とする。

また，熱間圧延後の冷却においては，熱間圧延により導入された加工オーステナイトからフェライト変態が起こると，材料の異方性が増加し，プレス成形が困難になる。これを抑制するためには，熱間圧延後，１．０ｓ以上経過後に冷却を開始することが望ましい。一方で，圧延後，冷却開始までに時間が長すぎるとオーステナイト粒が粗大化し，フェライト生成量が低減し，延性が低下すること，更に，フェライト粒径が粗大化するため，疲労強度が低減することから，冷却開始までの時間は３．０ｓ以下とすることが望ましい。

本発明では，疲労特性を向上させるために結晶粒を所定のサイズまで微細化しなくてはいけない。研究者らはフェライト粒径の微細化に効果のある冷却履歴に鋭意研究を重ねた結果，結晶粒の微細化は，熱間圧延の冷却開始時間より，その後の冷却速度が重要であることを見出し，なかでも，冷却開始温度（熱延終了温度）から７００℃までの冷却速度が大きく影響を与えることを見出した。これは，本発明のようにオーステナイトの再結晶を十分達成させるために熱間圧延後に若干の時間を置く条件においては，オーステナイト粒径の成長速度が低くなっており，フェライト粒径に与える影響としては，オーステナイト粒径よりも，冷却開始直後の冷却速度を上げることでフェライト変態の駆動力を増加させることで変態核生成頻度を上げることがより効果的であったと考えている。十分に微細化の効果を得るためには，２５℃以上の冷却速度が望ましい。また，その冷却速度で，７００℃以下まで冷却することが望ましい。この温度より高いと，核生成頻度が低くなり，狙いの微細化効果が得られない他，パーライト相が生成しやすくなり，疲労特性が低下する。

また，冷延鋼板，冷延表面処理鋼板においては，続けて，冷間圧延，焼鈍を行うようにしても良い。
冷延条件は通常の方法に従い，冷延率は４０％から８０％でよい。連続焼鈍工程では，６００℃以上，９００℃以下の温度で焼鈍する。これ未満では組識が不均一となり延性が低下する。この際，ミクロ偏析起因と思われる層状の組識を解消するためには１０秒以上の保持が必要である。一方，これを超える温度ではオーステナイト粒が大きくなり製品の組識が粗くなるため，疲労特性が低下する。また，経済的な点からも焼鈍温度は９００℃以下とする。

次に本発明を実施例に基づいて説明する。
表１に示す成分の鋼を溶製し、常法に従い連続鋳造でスラブとした。符号Ａ〜Ｕが本発明に従った成分の鋼で符号Ｖの鋼はCの添加量，Ｗの鋼はＡｌ，Ｎ添加量，Ｘの鋼はＭｎ，Ｐ添加量，Ｙの鋼はＮｂの添加量，Ｚの鋼はＣｒ添加量，ｂの鋼はＯ添加量が，ｃの鋼はＮの添加量が，eの鋼はCrの添加量が，本発明の範囲外である。また，Zからｆの鋼は式（１），（２）が本発明の範囲外であり，Ｖ１，Ｘ１はパーライト分率が本発明の範囲外にある。

これらの鋼を加熱炉中で１２００℃以上の温度で加熱し，熱間圧延にて板厚２．６〜３．２ｍｍの熱延鋼板を得た。熱延条件については表２，３に示す。

表２のうち，Ｂ２，Ｆ２は捲取温度が高めに外れ，パーライト分率が本発明の範囲外にある。Ｈ２は捲取温度が低めに外れ，短軸／長軸比が本発明の範囲外にある。Ｅ２，Ｋ２は冷却開始時間が短く，Ｋ２は短軸／長軸比も本発明の範囲外にある。Ｇ２は冷却開始時間が長く，フェライト径が大きく，パーライト分率も本発明の範囲外となっている。

表３のうち，Ｊ２，Ｊ３，Ｊ４は仕上温度から700℃までの冷却速度が低く，フェライト粒径が本発明の範囲外にある。

このようにして得られた熱延鋼板について試験を行った。各試験片の引張強さ，伸び，引張強度と伸びの積（TS×El），AI，BH，ΔTSおよび疲労限度比と常温劣化性を表２，３に示す。本発明鋼は，１６０００以上のＴＳ×Ｅｌ，３０N/mm2以下のAI，５０N/mm2以上のBH，４０N/mm2以上のΔTS，０．５０以上の疲労限度比，と３％以下の常温劣化性を満たしているのに対し，比較鋼はいずれかの特性において満たしていない。図１にTS×Elと疲労限度比の関係を示す。本発明鋼は両特性を両立できていることがわかる。

更に，表１の一部の鋼板に対して，表４に示す条件にて冷延鋼板を得た。このとき，冷間圧延は５０〜７０％の範囲で実施した。

表４のうち，Ｂ１２，Ｈ１２は捲取温度が高めに外れている。Ａ１２は焼鈍温度が低めに外れ，Ｄ１２は焼鈍時間が本発明の範囲外にある。Ｉ２は焼鈍温度が高く，フェライト粒径が本発明の範囲外にある。

このようにして得られた冷延鋼板について試験を行った。各試験片の引張強さ，伸び，引張強度と伸びの積（TS×El），AI，BH，ΔTSおよび疲労限度比と常温劣化性を表４に示す。本発明鋼は１６０００以上のＴＳ×Ｅｌ，３０N/mm2以下のAI，５０N/mm2以上のBH，４０N/mm2以上のΔTS，０．５５以上の疲労限度比，と３％以下の常温劣化性を満たしているのに対し，比較鋼はいずれかの特性において満たしていない。図３にTS×Elと疲労限度比の関係を示す。本発明鋼は両特性を両立できていることがわかる。

なお，本明細書における各評価の指針は次の通りである。
注１）引張強さ，伸び
ＪＩＳＺ２２０１に準拠して，試験片はＪＩＳ５号を用いて引張試験を行った。
注２）ＡＩ
ＪＩＳ５号を用いて，予歪として１０％引張りを行った後，１００℃×１ｈの熱処理を行う。その後，再度，引張を行い，このときの下降伏点の応力と１０％予歪時の応力との差をＡＩとする。
注３）ＢＨ，ΔＴＳ
ＪＩＳ５号を用いて，予歪として５％引張りを行った後，塗装焼付け処理に相当する１７０℃×２０ｍｉｎの熱処理を行う。その後，再度，引張を行い，このときの上降伏点の応力と５％予歪時の応力との差をＢＨとする。更に，この時の引張強さと注１）の引張強さとの差をΔＴＳとする。
注４）疲労限度比
応力比-1にて曲げ疲労試験を行い10⁷回の繰り返し荷重に対して割れの発生しない応力を疲労限強度とし，この値の注１）の引張強さと注３）のΔＴＳの和に対する割合を疲労限度比とする。
注５）常温劣化性
１００℃×１ｈの熱処理を行い，その後に引張試験を実施する。この時の全伸びと注１）より得られる全伸びの差が３％以内であれば○，それを超えるものを×と評価した。
注６）鋼板の金属組織
金属組織観察においては，ナイタールで腐食後，光学顕微鏡，走査電子顕微鏡にてフェライト，パーライトを同定し，個々の面積率，フェライト相の平均粒径を画像解析により測定した。

本発明は，例えば自動車用鋼板などに好適な高強度薄鋼板に利用できる。

熱延鋼板におけるＴＳ×Ｅｌと疲労限度比の関係を示すグラフである。熱延鋼板におけるフェライト粒径と疲労限度比の関係を示すグラフである。冷延鋼板におけるＴＳ×Ｅｌと疲労限度比の関係を示すグラフである。熱延鋼板におけるＣｒ，Ｖ，Ｎ添加量とＡＩ，ＢＨの関係を示すグラフである。

Claims

質量％にて
Ｃ：０．０1％以上，０．２０％以下，
Ｓｉ：２．０％以下，
Ａｌ：０．０５％以下，
Ｍｎ：０．１％以上，３．０％以下，
Ｐ：０．１％以下，
Ｓ：０．０００５％以上，０．０１％以下，
Ｎｂ：０．００５％以上，０．０５％以下
Ｎ：０．００３％以上，０．０１５％以下，
Ｃｒ：０．３％以上，１．５％以下
含有し，残部が鉄及び不可避的不純物からなる鋼組成であって，Ｎ濃度[Ｎ]，Ｃｒ濃度[Ｃｒ]が式（１）を満たし，
0.046×√（[Ｎ]×10000）＋0.20＜[Ｃｒ]＜0.058×√（[Ｎ]×10000）＋0.70 （１）
フェライトを主相とし，フェライト粒径が２５μｍ以下であることを特徴とする，疲労特性と塗装焼付硬化性能と耐常温時効性に優れた高強度薄鋼板。
更に，質量％で
Ｏ：０．００１０％以上，０．０２％以下
含有する鋼組成であることを特徴とする，請求項１に記載の疲労特性と塗装焼付硬化性能と耐常温時効性に優れた高強度薄鋼板。
更に，質量％で
Ｖ：０．００５％以上，０．０５％以下
含有し，残部が鉄及び不可避的不純物からなる鋼組成であって，Ｎ濃度[Ｎ]，Ｃｒ濃度[Ｃｒ]，Ｖ濃度[Ｖ]が式（２）を満たし，
0.046×√（[Ｎ]×10000）＋0.20＜[Ｃｒ]＋5×[Ｖ]＜0.058×√（[Ｎ]×10000）＋0.70 （２）
フェライトを主相とし，フェライト粒径が２５μｍ以下であることを特徴とする，請求項１または２に記載の疲労特性と塗装焼付硬化性能と耐常温時効性に優れた高強度薄鋼板。
更に，鋼組織に占めるパーライト相の割合が１０％以下であることを特徴とする，請求項１〜３のいずれかに記載の疲労特性と塗装焼付硬化性能と耐常温時効性に優れた高強度薄鋼板。
更に，鋼組織のフェライト粒の短軸と長軸の比が0.2以上であることを特徴とする，請求項１〜４のいずれかに記載の疲労特性と塗装焼付硬化性能と耐常温時効性に優れた高強度薄鋼板。
更に，質量％で
Ｃａ，Ｍｇ，Ｚｒ，ＲＥＭの1種または2種以上を０．０００５％以上，０．０２％以下
含有する鋼組成であることを特徴とする，請求項１〜５のいずれかに記載の疲労特性と塗装焼付硬化性能と耐常温時効性に優れた高強度薄鋼板。
更に，質量％で
Ｍｏ：０．０２％以上，０．５％以下，
Ｂ：０．０００３％以上，０．００１０％以下，
の1種または2種を含有する鋼組成であることを特徴とする，請求項１〜６のいずれかに記載の疲労特性と塗装焼付硬化性能と耐常温時効性に優れた高強度薄鋼板。
請求項１〜３，６，７のいずれかに記載された鋼組成の鋼に対して，圧延終了温度をＡｒ_３変態点以上とする熱延を行い，その後，冷却を行い，４５０℃以上，５７５℃以下で捲取ることを特徴とする，疲労特性と塗装焼付硬化性能と耐常温時効性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。
更に，熱延終了後，１．０ｓ以上，３．０ｓ以下の間に冷却を開始することを特徴とする，請求項８に記載の疲労特性と塗装焼付硬化性能と耐常温時効性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。
更に，熱延終了温度から７００℃までの冷却速度が２５℃/s以上であることを特徴とする，請求項８または９に記載の疲労特性と塗装焼付硬化性能と耐常温時効性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。
更に，冷延と焼鈍工程を行い，焼鈍工程では，６００℃以上，９００℃以下の温度で１０秒以上保持する焼鈍条件とすることを特徴とする，請求項８〜１０のいずれかに記載の疲労特性と塗装焼付硬化性能と耐常温時効性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。