JPWO2005028693A1 - 加工用熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
この加工用熱延鋼板は、質量％にて、Ｃ＝０．０１〜０．２％、Ｓｉ＝０．０１〜０．３％、Ｍｎ＝０．１〜１．５％、Ｐ≦０．１％、Ｓ≦０．０３％、Ａｌ＝０．００１〜０．１％、Ｎ≦０．００６％、残部として、Ｆｃ及び不可避的不純物を含有し、そのミクロ組織が、主相であるポリゴナルフェライトと硬質第二相を有し、硬質第二相の体積分率が３〜２０％であり、硬度比（硬質第二相硬度／ポリゴナルフェライト硬度）が１．５〜６であり、粒径比（ポリゴナルフェライト粒径／硬質第二相粒径）が１．５以上である。
Description
本発明は時効後ＢＨ性に優れる加工用熱延鋼板およびその製造方法に関する。
本願は、２００３年９月２４日に出願された日本国特許出願第２００３−３３２０１３号に対し優先権を主張し、その内容をここに援用する。
本願は、２００３年９月２４日に出願された日本国特許出願第２００３−３３２０１３号に対し優先権を主張し、その内容をここに援用する。
近年、自動車の燃費向上などのために軽量化を目的として、Ａｌ合金等の軽金属や高強度鋼板の自動車部材への適用が進められている。ただし、Ａｌ合金等の軽金属は比強度が高いという利点があるものの鋼に比較して著しく高価であるためその適用は特殊な用途に限られている。従ってより安価かつ広い範囲に自動車の軽量化を推進するためには鋼板の高強度化が必要とされている。
材料の高強度化は一般的に成形性（加工性）等の材料特性を劣化させるため、材料特性を劣化させずに如何に高強度化を図るかが高強度鋼板開発のカギになる。特に内板部材、構造部材、足廻り部材用鋼板に求められる特性としてはバーリング加工性、延性、疲労耐久性および耐食性等が重要であり高強度とこれら特性を如何に高次元でバランスさせるかが重要である。
例えば、特開２０００−１６９９３５号公報、特開２０００−１６９９３６号公報では、前記したように高強度化と諸特性、特に成形性を両立するために鋼のミクロ組織中に残留オーステナイトを含むことで成形中にＴＲＩＰ（ＴＲａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）現象を発現させることで飛躍的に成形性（延性および深絞り性）を向上させたＴＲＩＰ鋼が開示されている。
当該技術は５９０ＭＰａ程度の強度レベルでは残留オーステナイトのＴＲＩＰ現象で３５％を超える破断伸びと優れた深絞り性（ＬＤＲ：限界絞り比）を示す。しかし、３７０〜５４０ＭＰａの強度範囲の鋼板を得るためには必然的にＣ，Ｓｉ，Ｍｎ等の元素を低減させなければならずＣ，Ｓｉ，Ｍｎ等の元素を３７０〜５４０ＭＰａの強度範囲のレベルまで低減するとＴＲＩＰ現象を得るために必要な残留オーステナイトを室温でミクロ組織中に保つことができないという問題点がある。従って、現状で２７０〜３４０ＭＰａ級程度の鋼板が使われている部材に５４０ＭＰａ級以上の高強度鋼板を適用することはプレス現場での操業、設備改善の前提なしでは難しく、当面は３７０〜４９０ＭＰａ級程度の鋼板の使用がより現実的な解決策となる。一方、自動車車体軽量化を達成するためのゲージダウンへの要求は近年益々高まっており、ゲージダウンを前提にいかにしてプレス品強度を維持するかが車体軽量化の課題である。
このような課題を解決する手段としてプレス成形時には強度が低く、プレスによるひずみの導入と後の焼き付け塗装処理にてプレス品の強度を向上させるＢＨ鋼板が提案されている。
ＢＨ性を向上させるためには固溶ＣやＮの増加させることが有効であるが、一方でこれら固溶元素の増加は常温での時効劣化を悪化させる。このためＢＨ性と耐常温時効劣化を両立させることが重要な技術となる。
以上のような必要性から、例えば特開平０９−２７８６９７号公報、特開平２０００−０２８１４１号公報では、固溶Ｎの増加によりＢＨ性を向上させ、結晶粒細粒化により増加した粒界面積の効果で常温における固溶Ｃ，Ｎの拡散を抑制することでＢＨ性と耐常温時効劣化を両立させる技術が開示されている。
しかしながら、結晶粒の細粒化は降伏点の上昇を招き、プレス成形性を劣化させる恐れがある。また、固溶Ｎを増加させることはＢＨ量の増加には有利であるものの時効による降伏点伸びの出現による時効後のＢＨ量の著しい減少が懸念される。
材料の高強度化は一般的に成形性（加工性）等の材料特性を劣化させるため、材料特性を劣化させずに如何に高強度化を図るかが高強度鋼板開発のカギになる。特に内板部材、構造部材、足廻り部材用鋼板に求められる特性としてはバーリング加工性、延性、疲労耐久性および耐食性等が重要であり高強度とこれら特性を如何に高次元でバランスさせるかが重要である。
例えば、特開２０００−１６９９３５号公報、特開２０００−１６９９３６号公報では、前記したように高強度化と諸特性、特に成形性を両立するために鋼のミクロ組織中に残留オーステナイトを含むことで成形中にＴＲＩＰ（ＴＲａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）現象を発現させることで飛躍的に成形性（延性および深絞り性）を向上させたＴＲＩＰ鋼が開示されている。
当該技術は５９０ＭＰａ程度の強度レベルでは残留オーステナイトのＴＲＩＰ現象で３５％を超える破断伸びと優れた深絞り性（ＬＤＲ：限界絞り比）を示す。しかし、３７０〜５４０ＭＰａの強度範囲の鋼板を得るためには必然的にＣ，Ｓｉ，Ｍｎ等の元素を低減させなければならずＣ，Ｓｉ，Ｍｎ等の元素を３７０〜５４０ＭＰａの強度範囲のレベルまで低減するとＴＲＩＰ現象を得るために必要な残留オーステナイトを室温でミクロ組織中に保つことができないという問題点がある。従って、現状で２７０〜３４０ＭＰａ級程度の鋼板が使われている部材に５４０ＭＰａ級以上の高強度鋼板を適用することはプレス現場での操業、設備改善の前提なしでは難しく、当面は３７０〜４９０ＭＰａ級程度の鋼板の使用がより現実的な解決策となる。一方、自動車車体軽量化を達成するためのゲージダウンへの要求は近年益々高まっており、ゲージダウンを前提にいかにしてプレス品強度を維持するかが車体軽量化の課題である。
このような課題を解決する手段としてプレス成形時には強度が低く、プレスによるひずみの導入と後の焼き付け塗装処理にてプレス品の強度を向上させるＢＨ鋼板が提案されている。
ＢＨ性を向上させるためには固溶ＣやＮの増加させることが有効であるが、一方でこれら固溶元素の増加は常温での時効劣化を悪化させる。このためＢＨ性と耐常温時効劣化を両立させることが重要な技術となる。
以上のような必要性から、例えば特開平０９−２７８６９７号公報、特開平２０００−０２８１４１号公報では、固溶Ｎの増加によりＢＨ性を向上させ、結晶粒細粒化により増加した粒界面積の効果で常温における固溶Ｃ，Ｎの拡散を抑制することでＢＨ性と耐常温時効劣化を両立させる技術が開示されている。
しかしながら、結晶粒の細粒化は降伏点の上昇を招き、プレス成形性を劣化させる恐れがある。また、固溶Ｎを増加させることはＢＨ量の増加には有利であるものの時効による降伏点伸びの出現による時効後のＢＨ量の著しい減少が懸念される。
本発明は、低降伏比で優れたプレス成形性を有するとともに時効によるＢＨ量の低下が少ないので安定して６０ＭＰａ以上のＢＨ量が得られる３７０〜４９０ＭＰａ級の強度範囲の時効後ＢＨ性に優れる加工用熱延鋼板およびその製造方法に関する。すなわち、本発明は、３７０〜４９０ＭＰａ級の引張強度の鋼板であってもブレスによるひずみ導入と塗装焼き付け処理により５４０〜６４０ＭＰａ級鋼板を適用した場合と同等のプレス品強度を安定して得ることができる時効後ＢＨ性に優れる加工用熱延鋼板およびその鋼板を安価に安定して製造できる方法を提供することを目的とする。
本発明者らは、現在通常に採用されている製造設備により工業的規模で生産されている３７０〜４９０ＭＰａ級鋼板の製造プロセスを念頭において、時効後ＢＨ性（時効によるＢＨ量の減少が少ない）に優れかつ優れたプレス成形性を備えた鋼板を得るために鋭意研究を重ねた。
その結果、Ｃ＝０．０１〜０．２％、Ｓｉ＝０．０１〜０．３％、Ｍｎ＝０．１〜１．５％、Ｐ≦０．１％、Ｓ≦０．０３％、Ａｌ＝０．００１〜０．１％、Ｎ≦０．００６％、を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼板であって、そのミクロ組織が主相であるポリゴナルフェライトと硬質第二相を有し、硬質第二相の体積分率が３〜２０％であり、硬度比（硬質第二相硬度／ポリゴナルフェライト硬度）が１．５〜６であり、粒径比（ポリゴナルフェライト粒径／硬質第二相粒径）が１．５以上であることが非常に有効であることを新たに見出し、本発明を完成させた。
即ち、本発明の要旨は、以下の通りである。
本発明にかかる熱延鋼板は、質量％にて、Ｃ＝０．０１〜０．２％、Ｓｉ＝０．０１〜０．３％、Ｍｎ＝０．１〜１．５％、Ｐ≦０．１％、Ｓ≦０．０３％、Ａｌ＝０．００１〜０．１％、Ｎ≦０．００６％、残部として、Ｆｅ及び不可避的不純物を含有し、そのミクロ組織が、主相であるポリゴナルフェライトと硬質第二相を有し、硬質第二相の体積分率が３〜２０％であり、硬度比（硬質第二相硬度／ポリゴナルフェライト硬度）が１．５〜６であり、粒径比（ポリゴナルフェライト粒径／硬質第二相粒径）が１．５以上である。
本発明の前記態様によれば、時効後ＢＨ性に優れる加工用熱延鋼板が実現できる。この熱延鋼板は、低降伏比で優れたプレス成形性を有し、かつ鋼板製造後に自然時効が進行するような環境に晒された場合でも安定して６０ＭＰａ以上のＢＨ量が得られる。このため、３７０〜４９０ＭＰａ級の引張強度の鋼板であってもブレスによるひずみ導入と塗装焼き付け処理により５４０〜６４０ＭＰａ級鋼板を適用した場合と同等のプレス品強度を安定して得ることができる。このように、本発明は、工業的価値が高い発明であると言える。
前記態様では、さらに、質量％にて、Ｂ＝０．０００２〜０．００２％、Ｃｕ＝０．２〜１．２％、Ｎｉ＝０．１〜０．６％、Ｍｏ＝０．０５〜１％、Ｖ＝０．０２〜０．２％、Ｃｒ＝０．０１〜１％、から選択される一種または二種以上を含有してもよい。
前記態様では、さらに、質量％にて、Ｃａ＝０．０００５〜０．００５％、ＲＥＭ＝０．０００５〜０．０２％、の一種または二種を含有してもよい。
前記態様では、亜鉛めっきが施されてもよい。
本発明にかかる熱延鋼板の製造方法は、質量％にて、Ｃ＝０．０１〜０．２％、Ｓｉ＝０．０１〜０．３％、Ｍｎ＝０．１〜１．５％、Ｐ≦０．１％、Ｓ≦０．０３％、Ａｌ＝０．００１〜０．１％、Ｎ≦０．００６％、残部として、Ｆｅ及び不可避的不純物を含有する鋼片を粗圧延することによって粗バーとする工程と、最終段とその前段での圧下率の合計が２５％以上かつ最終段の圧下率が１〜１５％であり、かつ終了温度がＡｒ３変態点温度以上（Ａｒ３変態点温度＋１００℃）以下の温度域である条件で、前記粗バーを仕上げ圧延し圧延材とする工程と、圧延材をＡｒ３変態点温度未満Ａｒ１変態温度以上の温度域に１〜１５秒保持し、その後３５０℃まで１００℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却して熱延鋼板とし、３５０℃未満で巻き取る工程と、を有する。
前記態様では、仕上げ圧延の開始温度を（Ａｒ３変態点温度＋２５０℃）以上としてもよい。
前記態様では、粗バーを仕上げ圧延する工程を開始するまでの間、および／または粗バーを仕上げ圧延する工程中に粗バーまたは圧延材を加熱してもよい。
前記態様では、鋼片を粗圧延する工程の終了時点から粗バーを仕上げ圧延する工程の開始時点までの間に、デスケーリングを行ってもよい。
前記態様では、得られた熱延鋼板を亜鉛めっき浴中に浸積させて鋼板表面を亜鉛めっきしてもよい。
前記態様では、亜鉛めっき後、合金化処理してもよい。
本発明者らは、現在通常に採用されている製造設備により工業的規模で生産されている３７０〜４９０ＭＰａ級鋼板の製造プロセスを念頭において、時効後ＢＨ性（時効によるＢＨ量の減少が少ない）に優れかつ優れたプレス成形性を備えた鋼板を得るために鋭意研究を重ねた。
その結果、Ｃ＝０．０１〜０．２％、Ｓｉ＝０．０１〜０．３％、Ｍｎ＝０．１〜１．５％、Ｐ≦０．１％、Ｓ≦０．０３％、Ａｌ＝０．００１〜０．１％、Ｎ≦０．００６％、を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼板であって、そのミクロ組織が主相であるポリゴナルフェライトと硬質第二相を有し、硬質第二相の体積分率が３〜２０％であり、硬度比（硬質第二相硬度／ポリゴナルフェライト硬度）が１．５〜６であり、粒径比（ポリゴナルフェライト粒径／硬質第二相粒径）が１．５以上であることが非常に有効であることを新たに見出し、本発明を完成させた。
即ち、本発明の要旨は、以下の通りである。
本発明にかかる熱延鋼板は、質量％にて、Ｃ＝０．０１〜０．２％、Ｓｉ＝０．０１〜０．３％、Ｍｎ＝０．１〜１．５％、Ｐ≦０．１％、Ｓ≦０．０３％、Ａｌ＝０．００１〜０．１％、Ｎ≦０．００６％、残部として、Ｆｅ及び不可避的不純物を含有し、そのミクロ組織が、主相であるポリゴナルフェライトと硬質第二相を有し、硬質第二相の体積分率が３〜２０％であり、硬度比（硬質第二相硬度／ポリゴナルフェライト硬度）が１．５〜６であり、粒径比（ポリゴナルフェライト粒径／硬質第二相粒径）が１．５以上である。
本発明の前記態様によれば、時効後ＢＨ性に優れる加工用熱延鋼板が実現できる。この熱延鋼板は、低降伏比で優れたプレス成形性を有し、かつ鋼板製造後に自然時効が進行するような環境に晒された場合でも安定して６０ＭＰａ以上のＢＨ量が得られる。このため、３７０〜４９０ＭＰａ級の引張強度の鋼板であってもブレスによるひずみ導入と塗装焼き付け処理により５４０〜６４０ＭＰａ級鋼板を適用した場合と同等のプレス品強度を安定して得ることができる。このように、本発明は、工業的価値が高い発明であると言える。
前記態様では、さらに、質量％にて、Ｂ＝０．０００２〜０．００２％、Ｃｕ＝０．２〜１．２％、Ｎｉ＝０．１〜０．６％、Ｍｏ＝０．０５〜１％、Ｖ＝０．０２〜０．２％、Ｃｒ＝０．０１〜１％、から選択される一種または二種以上を含有してもよい。
前記態様では、さらに、質量％にて、Ｃａ＝０．０００５〜０．００５％、ＲＥＭ＝０．０００５〜０．０２％、の一種または二種を含有してもよい。
前記態様では、亜鉛めっきが施されてもよい。
本発明にかかる熱延鋼板の製造方法は、質量％にて、Ｃ＝０．０１〜０．２％、Ｓｉ＝０．０１〜０．３％、Ｍｎ＝０．１〜１．５％、Ｐ≦０．１％、Ｓ≦０．０３％、Ａｌ＝０．００１〜０．１％、Ｎ≦０．００６％、残部として、Ｆｅ及び不可避的不純物を含有する鋼片を粗圧延することによって粗バーとする工程と、最終段とその前段での圧下率の合計が２５％以上かつ最終段の圧下率が１〜１５％であり、かつ終了温度がＡｒ３変態点温度以上（Ａｒ３変態点温度＋１００℃）以下の温度域である条件で、前記粗バーを仕上げ圧延し圧延材とする工程と、圧延材をＡｒ３変態点温度未満Ａｒ１変態温度以上の温度域に１〜１５秒保持し、その後３５０℃まで１００℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却して熱延鋼板とし、３５０℃未満で巻き取る工程と、を有する。
前記態様では、仕上げ圧延の開始温度を（Ａｒ３変態点温度＋２５０℃）以上としてもよい。
前記態様では、粗バーを仕上げ圧延する工程を開始するまでの間、および／または粗バーを仕上げ圧延する工程中に粗バーまたは圧延材を加熱してもよい。
前記態様では、鋼片を粗圧延する工程の終了時点から粗バーを仕上げ圧延する工程の開始時点までの間に、デスケーリングを行ってもよい。
前記態様では、得られた熱延鋼板を亜鉛めっき浴中に浸積させて鋼板表面を亜鉛めっきしてもよい。
前記態様では、亜鉛めっき後、合金化処理してもよい。
図１は、鋼板試料の硬度比を硬質第二相の体積分率でプロットした図である。
以下に、本発明に至った基礎的研究結果について説明する。
時効後ＢＨ性と鋼板のミクロ組織との関係を調査するために次のような実験を行った。表１に示す鋼成分の鋳片を溶製し様々な製造プロセスで製造した２ｍｍ厚の鋼板を準備し、それらについて時効後ＢＨ性とミクロ組織を調査した。
時効後ＢＨ性は以下の手順に従い評価した。それぞれの鋼板よりＪＩＳ Ｚ ２２０１に記載の５号試験片を切出し、これら試験片に１００℃×６０分の人工時効処理を施した。その後、さらに２％の引張予ひずみを試験片に付与した後、１７０℃×２０分の塗装焼き付け工程に相当する熱処理を施してから再度引張試験を実施した。引張試験はＪＩＳ Ｚ ２２４１の方法に従った。
ここで、時効後ＢＨ性に優れるとは人工時効処理後のＢＨ量が大きいことを示している。また、ＢＨ量とは、再引張での上降伏点から２％の引張り予ひずみの流動応力を差し引いた値と定義される。
一方、ミクロ組織の調査は以下の方法により行った。鋼板の板幅（Ｗ）の１／４Ｗもしくは３／４Ｗ位置より切出した試料を圧延方向断面に研磨し、ナイタール試薬を用いてエッチングした。光学顕微鏡を用い２００〜５００倍の倍率で観察された表層下０．２ｍｍ、板厚（ｔ）の１／４ｔ、１／２ｔにおける視野の写真により撮影した。
ミクロ組織の体積分率とは、上記した金属組織写真において面積分率で定義される。次にポリゴナルフェライトおよび第二相の平均粒径の測定は、ＪＩＳ Ｇ ０５５２記載の比較法等を用いて行った。この比較法等により得られた測定値より求めた粒度番号Ｇより、断面積１ｍｍ２当たりの結晶粒の値ｍをｍ＝８×２Ｇより求め、このｍよりｄｍ＝１／√ｍで得られる平均粒径ｄｍポリゴナルフェライトおよび第二相の平均粒径と定義する。
なお、平均粒径の測定としては、前記の光学顕微鏡を用いて観察した画像を画像処理装置等の取り込み、円相当径として得られる値としても構わない。ポリゴナルフェライトそして、第二相と主相であるポリゴナルフェライトと第二相の粒径比とはポリゴナルフェライトの平均粒径（ｄｍ）／第二相の平均粒径（ｄｓ）と定義する。
さらに、硬質第二相と主相であるポリゴナルフェライトとの硬度比は硬質第二相のビッカース硬度（Ｈｖ（ｓ））／主相のビッカース硬度（Ｈｖ（ｍ））と定義する。硬質第二相と主相のビッカース硬度は共にＪＩＳ Ｚ ２２４４に記載の方法にてそれぞれ１０点以上測定しそのそれぞれの最大値および最小値を除外した後の平均値である。
上記の方法にて時効後ＢＨ量と第二相の体積分率および硬度比を測定し、得られた結果を図１に示す。ここで、図中では、硬質第二相の体積分率が３〜２０％かつ硬度比が１．５〜６である鋼板は、丸印でプロットされ、それ以外の鋼板は、四角印でプロットされている。また鋼板の時効後ＢＨ量が、その鋼板のプロット点内に数値として示されている。
またプロット点近傍には、鋼板のミクロ組織が記載されている。図１中、ＰＦはポリゴナルフェライト、ＢＦはベイニティックフェライト、Ｍはマルテンサイト、Ｂはベイナイト、Ｐはパーライトをそれぞれ示す。
図１に示すように、時効後ＢＨ量と第二相の体積分率および硬度比は非常に強い相関があり、第二相の体積分率が３〜２０％かつ硬度比が１．５〜６の場合、時効後ＢＨ量が６０ＭＰａ以上となることを新たに知見した。
このメカニズムは必ずしも明らかではないが、ミクロ組織に硬質第二相を最適な状態（体積分率、硬度比）で含む場合、その製造時に硬質第二相が低温で変態するため多数の可動転位が導入されている。この可動転位がある程度導入されていれば時効後であっても降伏点伸びの発生や降伏点の上昇が抑制され、加工によるひずみが有効にＢＨ量に反映されるためと推測される。
本発明における鋼板のミクロ組織ついて更に詳細に説明する。
本発明において、ミクロ組織は必然的にポリゴナルフェライトと硬質第二相からなっており、硬質第二相とはマルテンサイトまたはベイナイトである。硬質第二相がマルテンサイトであると、ベイナイトに比べて体積膨張が大きく可動転位の導入量が多いため、より降伏点を低下させＢＨ量を増大させることができるので、硬質第二相はマルテンサイトが望ましい。ただし、不可避的に含有される３％程度までの残留オーステナイトは許容される。
前記の如く、加工性と優れた時効後ＢＨ性とを両立させるためには、第二相の体積分率３〜２０％で、硬度比１．５〜６．０以上が必要である。
時効後でも高いＢＨ量を得るためには、硬質第二相が３％未満では時効後でも降伏点伸びを発生させずＢＨ量を低下させないだけの可動転位を得ることができず、２０％を超えると主相であるポリゴナルフェライトの体積分率が減少し加工性が劣化する。従って、第二相の体積分率は３〜２０％とする。
硬質第二相は主相であるポリゴナルフェライトに対して硬度比が１．５未満では時効後でも降伏点伸びを発生させずＢＨ量を低下させないだけの可動転位を得ることができず、６を超えてもその効果は飽和する。従って、硬度比は１．５〜６とする。
一方、優れた加工性を得るために主相はポリゴナルフェライトとするが、この効果を得るためには、ポリゴナルフェライトと第二相の粒径比が１．５以上であることが必要である。ポリゴナルフェライトと第二相の粒径比が１．５未満では硬質な第二相の影響により延性が低下する。なお、硬質第二相がマルテンサイトのように溶質元素が濃縮され硬度が上昇した相となる場合は必然的に第二相の粒径が小さくなる傾向にあり、より一層、硬質な第二相の影響を受けにくくなり延性が改善されるので望ましくは粒径比が２．５以上である。
また、ポリゴナルフェライトの平均粒径が８μｍを超えると降伏応力が低くなり、成形性が向上するので８μｍよりも大きいことが望ましい。ポリゴナルフェライトの平均粒径の上限には特に言及しないが肌荒れ等の観点からは２５μｍ以下が望ましい。
さらに、鋼板表面の最大高さＲｙが１５μｍ（１５μｍＲｙ，ｌ（基準長さ：ｓａｍｐｌｉｎｇ ｌｅｎｇｔｈ）２．５ｍｍ，ｌｎ（評価長さ：ｔｒａｖｅｌｌｉｎｇ ｌｅｎｇｔｈ）１２．５ｍｍ）以下であることが望ましい。これは、例えば金属材料疲労設計便覧、日本材料学会編、８４ページに記載されている通り熱延または酸洗ままの鋼板の疲労強度は鋼板表面の最大高さＲｙと相関があることから明らかである。
本発明においては上記で評価した２％予ひずみでのＢＨ量が優れるのみでなく、Ｎ≦０．００６％でも１０％予ひずみでのＢＨ量が４０ＭＰａ以上、１０％予ひずみでの引張強度の上昇代（ΔＴＳ）が４０ＭＰａ以上得られることも付記しておく。
続いて、本発明の化学成分の限定理由について説明する。
Ｃは、０．０１％未満では時効劣化を抑制するのに十分な第二相の硬度、体積分率が得られないばかりでなく、鋼板中に固溶状態で存在できるＣ量が減少しＢＨ量を低下させてしまう怖れがあるので０．０１％以上とする。また、０．２％を超えて含有していると第二相の体積分率が増加し強度が上昇してしまい加工性が劣化するので、０．２％以下とする。さらに、ある程度の穴拡げ性を必要とする場合は、望ましくは０．１％以下である。
Ｓｉ、Ｍｎは、本発明において重要な元素である。これら元素は４９０ＭＰａ以下の低強度でありながら、本発明の要件であるポリゴナルフェライトと第二相からなる複合組織を得るために特定量含有させる必要がある。特にＭｎは圧延終了後の冷却中にフェライト、オーステナイト二相状態の温度領域を広げ、本発明の要件であるポリゴナルフェライトと第二相からなる複合組織を得やすくする効果があるので０．１％以上添加する。しかしながら、Ｍｎは１．５％を超えて添加してもその効果が飽和するのでその上限を１．５％とする。
一方、Ｓｉは冷却中に鉄炭化物の析出を抑制する効果があるので０．０１％以上添加するが、０．３％を超えて添加するとその効果が過度に作用しポリゴナルフェライトと第二相からなる複合組織得られなくなる。さらに０．３％を超えると化成処理性を劣化させる恐れがあるので、その上限を０．３％とする。また、Ｍｎ以外にＳによる熱間割れの発生を抑制する元素が十分に添加されない場合には質量％でＭｎ／Ｓ≧２０となるＭｎ量を添加することが望ましい。さらに、（Ｓｉ＋Ｍｎ）を１．５％を超えて添加すると強度が高くなりすぎ、加工性が劣化するので望ましくは、その上限を１．５％とする。
Ｐは、不純物であり低いほど望ましく、０．１％を超えて含有すると加工性や溶接性に悪影響を及ぼすので、０．１％以下とする。ただし、溶接性を考慮すると０．０２％以下が望ましい。
Ｓは、熱間圧延時の割れを引き起こすばかりでなく、多すぎると穴拡げ性を劣化させるＡ系介在物を生成するので極力低減させるべきであるが、０．０３％以下ならば許容できる範囲である。ただし、ある程度の穴拡げ性を必要とする場合は０．００１％以下が望ましく、さらに高い穴拡げが要求される場合は、０．００３以下が望ましい。
Ａｌは、溶鋼脱酸のために０．００１％以上添加する必要があるが、コストの上昇を招くため、その上限を０．１％とする。また、あまり多量に添加すると、非金属介在物を増大させ伸びを劣化させるので望ましくは０．０６％以下とする。さらに、ＢＨ量を増大させるためには０．０１５％以下が望ましい。
Ｎは、一般的にＢＨ量を向上させるためには好ましい元素であるが、Ｎを０．００６％を超えて添加すると時効劣化が激しくなるので０．００６％以下とする。さらに、製造後二週間以上室温で放置した後、加工に供することを前提とする場合は時効性の観点から０．００５％以下が望ましい。また、夏季の高温での放置や船舶での輸送時に赤道を越えるような輸出を考慮すると望ましくは０．００３％未満である。
Ｂは、焼き入れ性を向上させ、本発明の要件であるポリゴナルフェライトと第二相からなる複合組織を得やすくする効果があるので必要に応じ添加する。ただし、０．０００２％未満ではその効果を得るために不十分であり、０．００２％を超えて添加するとスラブ割れが起こる。よって、Ｂの添加は、０．０００２％以上、０．００２％以下とする。
さらに、強度を付与するために０．２〜１．２％のＣｕ、０．１〜０．６％のＮｉ、０．０５〜１％のＭｏ、０．０２〜０．２％のＶ、０．０１〜１％のＣｒから選択される析出強化元素または固溶強化元素の一種または二種以上を含有してもよい。いずれの元素についても、上記範囲よりも含有量が少ない場合、その効果を得ることができない。上記範囲よりも含有量が多い場合、効果は飽和し含有量が増加しても効果はさらに増加しない。
ＣａおよびＲＥＭは、破壊の起点となったり、加工性を劣化させる非金属介在物の形態を変化させて無害化する元素である。ただし、０．０００５％未満添加してもその効果がなく、Ｃａならば０．００５％を超えて、ＲＥＭならば０．０２％を超えて添加してもその効果が飽和する。このためＣａ＝０．０００５〜０．００５％、ＲＥＭ＝０．０００５〜０．０２％添加することが望ましい。
なお、これらを主成分とする鋼にＴｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｓｎ、Ｃｏ、Ｚｎ、Ｗ、Ｍｇを合計で１％以下含有しても構わない。しかしながらＳｎは熱間圧延時に疵が発生する恐れがあるので０．０５％以下が望ましい。
次に、本発明の製造方法の限定理由について、以下に詳細に述べる。
本発明の熱延鋼板は、鋳造後の鋼片を熱間圧延した後に冷却する方法や、熱間圧延後の圧延材または熱延鋼板をさらに溶融めっきラインにて熱処理を施す方法、更にはこれらの鋼板に別途表面処理を施す方法によって製造される。
本発明の熱延鋼板の製造方法は、鋼片を熱間圧延することによって熱延鋼板とする方法であり、鋼片を圧延し粗バー（シートバーとも言う。）とする粗圧延工程と、粗バーを圧延して圧延材とする仕上げ圧延工程と、圧延材を冷却し熱延鋼板とする冷却工程と、を有する。
本発明において熱間圧延に先行する製造方法、すなわち鋼片の製造方法は特に限定するものではない。例えば、高炉、転炉や電炉等による溶製に引き続き、各種の２次精練で目的の成分含有量になるように成分調整を行い、次いで通常の連続鋳造、インゴット法による鋳造の他、薄スラブ鋳造などの方法で鋳造すればよい。原料にはスクラップを使用しても構わない。連続鋳造よって得たスラブの場合には高温鋳片のまま熱間圧延機に直送してもよいし、室温まで冷却後に加熱炉にて再加熱した後に熱間圧延してもよい。
鋼片の再加熱温度については特に制限はないが、１４００℃以上であると、スケールオフ量が多量になり歩留まりが低下するので、再加熱温度は１４００℃未満が望ましい。また、１０００℃未満の加熱ではスケジュール上操業効率を著しく損なうため、鋼片の再加熱温度は１０００℃以上が望ましい。さらには、１１００℃未満の加熱ではスケールオフ量が少なくスラブ表層の介在物をスケールと共に後のデスケーリングによって除去できなくなる可能性があるため、鋼片の再加熱温度は１１００℃以上が望ましい。
熱間圧延工程は、粗圧延の工程と、この粗圧延の終了後の仕上げ圧延の工程と、を有するが、板厚方向の材質バラツキを抑えるためには仕上げ圧延開始温度を（Ａｒ３変態点温度＋２５０℃）以上とする。仕上げ圧延開始温度の上限は特に定めないが、１２５０℃を超えると仕上げ圧延終了温度が（Ａｒ３変態点温度＋１００℃）を超える恐れがあるために望ましくは１２５０℃以下である。仕上げ圧延開始温度を（Ａｒ３変態点温度＋２５０℃）以上とするためには必要に応じて粗圧延終了から仕上圧延開始までの間または／および仕上圧延中に粗バーまたは圧延材を加熱する。
特に本発明のうちでも優れた破断延びを安定して得るためにはＭｎＳ等の微細析出を抑制することが有効である。通常、ＭｎＳ等の析出物は１２５０℃程度の鋼片の再加熱で再固溶が起こり、後の熱間圧延中に微細析出する。従って、鋼片の再加熱温度を１１５０℃程度に制御しＭｎＳ等の再固溶を抑制できれば延性を改善できる。ただし、圧延終了温度を本発明の範囲にするためには粗圧延終了から仕上圧延開始までの間または／および仕上げ圧延中での粗バーまたは圧延材の加熱が有効な手段となる。この場合の加熱装置はどのような方式でも構わないが、トランスバース型であれば板厚方向に均熱できるのでトランスバース型が望ましい。
粗圧延終了と仕上げ圧延開始の間にデスケーリングを行う場合は、鋼板表面での高圧水の衝突圧Ｐ（ＭＰａ）×流量Ｌ（リットル／ｃｍ２）≧０．００２５の条件を満たすことが望ましい。
鋼板表面での高圧水の衝突圧Ｐは以下のように記述される。（「鉄と鋼」１９９１ ｖｏｌ．７７ Ｎｏ．９ ｐ１４５０参照）
Ｐ（ＭＰａ）＝５．６４×Ｐ０×Ｖ／Ｈ２
ただし、
Ｐ０（ＭＰａ）：液圧力
Ｖ（リットル／ｍｉｎ）：ノズル流液量
Ｈ（ｃｍ）：鋼板表面とノズル間の距離
流量Ｌは以下のように記述される。
Ｌ（リットル／ｃｍ２）＝Ｖ／（Ｗ×ｖ）
ただし、
Ｖ（リットル／ｍｉｎ）：ノズル流液量
Ｗ（ｃｍ）：ノズル当たり噴射液が鋼板表面に当たっている幅
ｖ（ｃｍ／ｍｉｎ）：通板速度
衝突圧Ｐ×流量Ｌの上限は本発明の効果を得るためには特に定める必要はないが、ノズル流液量を増加させるとノズルの摩耗が激しくなる等の不都合が生じるため、０．０２以下とすることが望ましい。
デスケーリングによって鋼板表面の最大高さＲｙが１５μｍ（１５μｍＲｙ，ｌ（基準長さ：ｓａｍｐｌｉｎｇ ｌｅｎｇｔｈ）２．５ｍｍ，ｌｎ（評価長さ：ｔｒａｖｅｌｌｉｎｇ ｌｅｎｇｔｈ）１２．５ｍｍ）以下となるように、表面のスケールを除去することができる。また、その後の仕上げ圧延はデスケーリング後に再びスケールが生成してしまうのを防ぐために５秒以内に行うのが望ましい。
また、粗圧延と仕上げ圧延の間にシートバーを接合し、連続的に仕上げ圧延をしてもよい。その際に粗バーを一旦コイル状に巻き、必要に応じて保温機能を有するカバーに格納し、再度巻き戻してから接合を行ってもよい。
仕上げ圧延は、当該成分系にて望ましいミクロ組織分率と主相と第二相の硬度比を得るためには圧延終了後に適度にフェライト変態を進行させてやる必要があるので最終段とその前段での圧下率の合計が２５％以上の圧延を行う必要がある。最終段の圧下率が１％未満では、鋼板の平坦度が劣化し、１５％を超えるとフェライト変態が進行しすぎて望ましいポリゴナルフェライトと第二相の粒径比が２．５以上であるミクロ組織を得られないので最終段の圧下率は１〜１５％とする。最終段とその前段での合計圧下率の上限は特に設けないが圧延反力の設備的制約から５０％以下である。
さらに、仕上げ圧延終了温度（ＦＴ）をＡｒ３変態点温度以上（Ａｒ３変態点温度＋１００℃）以下とする。ここでＡｒ３変態点温度とは、例えば以下の計算式により鋼成分との関係で簡易的に示される。
すなわちＡｒ３＝９１０−３１０×％Ｃ＋２５×％Ｓｉ−８０×％Ｍｎｅｑ
ただし、Ｍｎｅｑ＝％Ｍｎ＋％Ｃｒ＋％Ｃｕ＋％Ｍｏ＋％Ｎｉ／２＋１０（％Ｎｂ−０．０２）
または、Ｂ添加の場合、Ｍｎｅｑ＝％Ｍｎ＋％Ｃｒ＋％Ｃｕ＋％Ｍｏ＋％Ｎｉ／２＋１０（％Ｎｂ−０．０２）＋１である。
ここで、式中の％Ｃ，％Ｓｉ，％Ｍｎ，％Ｃｒ，％Ｃｕ，％Ｍｏ，％Ｎｉ，％Ｎｂは、各元素Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｃｕ，Ｍｏ，Ｎｉ，Ｎｂの鋼片中の含有量（質量％）を示す。
仕上げ圧延終了温度（ＦＴ）がＡｒ３変態点温度未満であると、α＋γの二相域圧延となる可能性があり圧延後のフェライト粒に加工組織が残留し延性が劣化する恐れがあるので、Ａｒ３変態点温度以上とする。また、仕上げ圧延終了温度（ＦＴ）が（Ａｒ３変態点温度＋１００℃）を超えると、圧延終了後のフェライト変態に必要な圧延によるひずみがオーステナイトの再結晶により緩和されてしまい最終的に目的とするミクロ組織が得られないので、仕上げ圧延終了温度（ＦＴ）は（Ａｒ３変態点温度＋１００℃）以下とする。
仕上げ圧延終了後、Ａｒ３変態点温度未満Ａｒ１変態点温度以上のα＋γの二相温度域に１〜１５秒保持するが、この保持時間が１秒未満であるとフェライト−オーステナイトの二相分離が十分に進行せず、最終的に目的とするミクロ組織が得られない。ここでＡｒ１変態点温度とは、例えば以下の計算式により鋼成分との関係で簡易的に示される。すなわち
Ａｒ１＝８３０−２７０×％Ｃ−９０×％Ｍｎｅｑ
一方、１５秒を超えると、パーライトが生成し目的とするミクロ組織が得られない恐れがあるばかりでなく、通板速度が低下し生産性を著しく低下させるので、当該温度域での保持時間は１〜１５秒とする。この保持温度までの冷却は特に定めていないが、α＋γの分離を促進するためには２０℃／ｓ以上の冷却速度で当該温度域に冷却することが望ましい。次に保持終了後、３５０℃まで１００℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却し３５０℃未満で巻き取るが、１００℃／ｓｅｃ未満の冷却速度では、パーライトが生成してしまい十分硬質な第二相が得られず目的とするミクロ組織が得られないため、ＢＨ性を十分確保できない。従って、冷却速度は１００℃／ｓｅｃ以上とする。冷却速度の上限は特に定めることなく本発明の効果を得ることができるが、熱ひずみによる板そりが懸念されることから、２００℃／ｓ以下とすることが好ましい。
巻取温度は３５０℃以上では、時効後でも降伏点伸びを発生させずＢＨ量を低下させないだけの可動転位を得るための硬度比１．５〜６が達成されないため、巻取温度は、３５０℃未満と限定する。さらに耐時効劣化という観点からは、１５０℃以下が望ましい。また、巻取温度の下限値は特に限定する必要はないが、コイルが長時間水濡れの状態にあると錆による外観不良が懸念されるため、５０℃以上が望ましい。
熱間圧延工程終了後は必要に応じて酸洗し、その後インラインまたはオフラインで圧下率１０％以下のスキンパスまたは圧下率４０％程度までの冷間圧延を施しても構わない。
なお、銅板形状の矯正や可動転位導入による延性の向上のためには０．１％以上２％以下のスキンパス圧延を施すことが望ましい。
酸洗後の熱延鋼板に亜鉛めっきを施すためには、亜鉛めっき浴中に浸積し、必要に応じて合金化処理してもよい。
時効後ＢＨ性と鋼板のミクロ組織との関係を調査するために次のような実験を行った。表１に示す鋼成分の鋳片を溶製し様々な製造プロセスで製造した２ｍｍ厚の鋼板を準備し、それらについて時効後ＢＨ性とミクロ組織を調査した。
ここで、時効後ＢＨ性に優れるとは人工時効処理後のＢＨ量が大きいことを示している。また、ＢＨ量とは、再引張での上降伏点から２％の引張り予ひずみの流動応力を差し引いた値と定義される。
一方、ミクロ組織の調査は以下の方法により行った。鋼板の板幅（Ｗ）の１／４Ｗもしくは３／４Ｗ位置より切出した試料を圧延方向断面に研磨し、ナイタール試薬を用いてエッチングした。光学顕微鏡を用い２００〜５００倍の倍率で観察された表層下０．２ｍｍ、板厚（ｔ）の１／４ｔ、１／２ｔにおける視野の写真により撮影した。
ミクロ組織の体積分率とは、上記した金属組織写真において面積分率で定義される。次にポリゴナルフェライトおよび第二相の平均粒径の測定は、ＪＩＳ Ｇ ０５５２記載の比較法等を用いて行った。この比較法等により得られた測定値より求めた粒度番号Ｇより、断面積１ｍｍ２当たりの結晶粒の値ｍをｍ＝８×２Ｇより求め、このｍよりｄｍ＝１／√ｍで得られる平均粒径ｄｍポリゴナルフェライトおよび第二相の平均粒径と定義する。
なお、平均粒径の測定としては、前記の光学顕微鏡を用いて観察した画像を画像処理装置等の取り込み、円相当径として得られる値としても構わない。ポリゴナルフェライトそして、第二相と主相であるポリゴナルフェライトと第二相の粒径比とはポリゴナルフェライトの平均粒径（ｄｍ）／第二相の平均粒径（ｄｓ）と定義する。
さらに、硬質第二相と主相であるポリゴナルフェライトとの硬度比は硬質第二相のビッカース硬度（Ｈｖ（ｓ））／主相のビッカース硬度（Ｈｖ（ｍ））と定義する。硬質第二相と主相のビッカース硬度は共にＪＩＳ Ｚ ２２４４に記載の方法にてそれぞれ１０点以上測定しそのそれぞれの最大値および最小値を除外した後の平均値である。
上記の方法にて時効後ＢＨ量と第二相の体積分率および硬度比を測定し、得られた結果を図１に示す。ここで、図中では、硬質第二相の体積分率が３〜２０％かつ硬度比が１．５〜６である鋼板は、丸印でプロットされ、それ以外の鋼板は、四角印でプロットされている。また鋼板の時効後ＢＨ量が、その鋼板のプロット点内に数値として示されている。
またプロット点近傍には、鋼板のミクロ組織が記載されている。図１中、ＰＦはポリゴナルフェライト、ＢＦはベイニティックフェライト、Ｍはマルテンサイト、Ｂはベイナイト、Ｐはパーライトをそれぞれ示す。
図１に示すように、時効後ＢＨ量と第二相の体積分率および硬度比は非常に強い相関があり、第二相の体積分率が３〜２０％かつ硬度比が１．５〜６の場合、時効後ＢＨ量が６０ＭＰａ以上となることを新たに知見した。
このメカニズムは必ずしも明らかではないが、ミクロ組織に硬質第二相を最適な状態（体積分率、硬度比）で含む場合、その製造時に硬質第二相が低温で変態するため多数の可動転位が導入されている。この可動転位がある程度導入されていれば時効後であっても降伏点伸びの発生や降伏点の上昇が抑制され、加工によるひずみが有効にＢＨ量に反映されるためと推測される。
本発明における鋼板のミクロ組織ついて更に詳細に説明する。
本発明において、ミクロ組織は必然的にポリゴナルフェライトと硬質第二相からなっており、硬質第二相とはマルテンサイトまたはベイナイトである。硬質第二相がマルテンサイトであると、ベイナイトに比べて体積膨張が大きく可動転位の導入量が多いため、より降伏点を低下させＢＨ量を増大させることができるので、硬質第二相はマルテンサイトが望ましい。ただし、不可避的に含有される３％程度までの残留オーステナイトは許容される。
前記の如く、加工性と優れた時効後ＢＨ性とを両立させるためには、第二相の体積分率３〜２０％で、硬度比１．５〜６．０以上が必要である。
時効後でも高いＢＨ量を得るためには、硬質第二相が３％未満では時効後でも降伏点伸びを発生させずＢＨ量を低下させないだけの可動転位を得ることができず、２０％を超えると主相であるポリゴナルフェライトの体積分率が減少し加工性が劣化する。従って、第二相の体積分率は３〜２０％とする。
硬質第二相は主相であるポリゴナルフェライトに対して硬度比が１．５未満では時効後でも降伏点伸びを発生させずＢＨ量を低下させないだけの可動転位を得ることができず、６を超えてもその効果は飽和する。従って、硬度比は１．５〜６とする。
一方、優れた加工性を得るために主相はポリゴナルフェライトとするが、この効果を得るためには、ポリゴナルフェライトと第二相の粒径比が１．５以上であることが必要である。ポリゴナルフェライトと第二相の粒径比が１．５未満では硬質な第二相の影響により延性が低下する。なお、硬質第二相がマルテンサイトのように溶質元素が濃縮され硬度が上昇した相となる場合は必然的に第二相の粒径が小さくなる傾向にあり、より一層、硬質な第二相の影響を受けにくくなり延性が改善されるので望ましくは粒径比が２．５以上である。
また、ポリゴナルフェライトの平均粒径が８μｍを超えると降伏応力が低くなり、成形性が向上するので８μｍよりも大きいことが望ましい。ポリゴナルフェライトの平均粒径の上限には特に言及しないが肌荒れ等の観点からは２５μｍ以下が望ましい。
さらに、鋼板表面の最大高さＲｙが１５μｍ（１５μｍＲｙ，ｌ（基準長さ：ｓａｍｐｌｉｎｇ ｌｅｎｇｔｈ）２．５ｍｍ，ｌｎ（評価長さ：ｔｒａｖｅｌｌｉｎｇ ｌｅｎｇｔｈ）１２．５ｍｍ）以下であることが望ましい。これは、例えば金属材料疲労設計便覧、日本材料学会編、８４ページに記載されている通り熱延または酸洗ままの鋼板の疲労強度は鋼板表面の最大高さＲｙと相関があることから明らかである。
本発明においては上記で評価した２％予ひずみでのＢＨ量が優れるのみでなく、Ｎ≦０．００６％でも１０％予ひずみでのＢＨ量が４０ＭＰａ以上、１０％予ひずみでの引張強度の上昇代（ΔＴＳ）が４０ＭＰａ以上得られることも付記しておく。
続いて、本発明の化学成分の限定理由について説明する。
Ｃは、０．０１％未満では時効劣化を抑制するのに十分な第二相の硬度、体積分率が得られないばかりでなく、鋼板中に固溶状態で存在できるＣ量が減少しＢＨ量を低下させてしまう怖れがあるので０．０１％以上とする。また、０．２％を超えて含有していると第二相の体積分率が増加し強度が上昇してしまい加工性が劣化するので、０．２％以下とする。さらに、ある程度の穴拡げ性を必要とする場合は、望ましくは０．１％以下である。
Ｓｉ、Ｍｎは、本発明において重要な元素である。これら元素は４９０ＭＰａ以下の低強度でありながら、本発明の要件であるポリゴナルフェライトと第二相からなる複合組織を得るために特定量含有させる必要がある。特にＭｎは圧延終了後の冷却中にフェライト、オーステナイト二相状態の温度領域を広げ、本発明の要件であるポリゴナルフェライトと第二相からなる複合組織を得やすくする効果があるので０．１％以上添加する。しかしながら、Ｍｎは１．５％を超えて添加してもその効果が飽和するのでその上限を１．５％とする。
一方、Ｓｉは冷却中に鉄炭化物の析出を抑制する効果があるので０．０１％以上添加するが、０．３％を超えて添加するとその効果が過度に作用しポリゴナルフェライトと第二相からなる複合組織得られなくなる。さらに０．３％を超えると化成処理性を劣化させる恐れがあるので、その上限を０．３％とする。また、Ｍｎ以外にＳによる熱間割れの発生を抑制する元素が十分に添加されない場合には質量％でＭｎ／Ｓ≧２０となるＭｎ量を添加することが望ましい。さらに、（Ｓｉ＋Ｍｎ）を１．５％を超えて添加すると強度が高くなりすぎ、加工性が劣化するので望ましくは、その上限を１．５％とする。
Ｐは、不純物であり低いほど望ましく、０．１％を超えて含有すると加工性や溶接性に悪影響を及ぼすので、０．１％以下とする。ただし、溶接性を考慮すると０．０２％以下が望ましい。
Ｓは、熱間圧延時の割れを引き起こすばかりでなく、多すぎると穴拡げ性を劣化させるＡ系介在物を生成するので極力低減させるべきであるが、０．０３％以下ならば許容できる範囲である。ただし、ある程度の穴拡げ性を必要とする場合は０．００１％以下が望ましく、さらに高い穴拡げが要求される場合は、０．００３以下が望ましい。
Ａｌは、溶鋼脱酸のために０．００１％以上添加する必要があるが、コストの上昇を招くため、その上限を０．１％とする。また、あまり多量に添加すると、非金属介在物を増大させ伸びを劣化させるので望ましくは０．０６％以下とする。さらに、ＢＨ量を増大させるためには０．０１５％以下が望ましい。
Ｎは、一般的にＢＨ量を向上させるためには好ましい元素であるが、Ｎを０．００６％を超えて添加すると時効劣化が激しくなるので０．００６％以下とする。さらに、製造後二週間以上室温で放置した後、加工に供することを前提とする場合は時効性の観点から０．００５％以下が望ましい。また、夏季の高温での放置や船舶での輸送時に赤道を越えるような輸出を考慮すると望ましくは０．００３％未満である。
Ｂは、焼き入れ性を向上させ、本発明の要件であるポリゴナルフェライトと第二相からなる複合組織を得やすくする効果があるので必要に応じ添加する。ただし、０．０００２％未満ではその効果を得るために不十分であり、０．００２％を超えて添加するとスラブ割れが起こる。よって、Ｂの添加は、０．０００２％以上、０．００２％以下とする。
さらに、強度を付与するために０．２〜１．２％のＣｕ、０．１〜０．６％のＮｉ、０．０５〜１％のＭｏ、０．０２〜０．２％のＶ、０．０１〜１％のＣｒから選択される析出強化元素または固溶強化元素の一種または二種以上を含有してもよい。いずれの元素についても、上記範囲よりも含有量が少ない場合、その効果を得ることができない。上記範囲よりも含有量が多い場合、効果は飽和し含有量が増加しても効果はさらに増加しない。
ＣａおよびＲＥＭは、破壊の起点となったり、加工性を劣化させる非金属介在物の形態を変化させて無害化する元素である。ただし、０．０００５％未満添加してもその効果がなく、Ｃａならば０．００５％を超えて、ＲＥＭならば０．０２％を超えて添加してもその効果が飽和する。このためＣａ＝０．０００５〜０．００５％、ＲＥＭ＝０．０００５〜０．０２％添加することが望ましい。
なお、これらを主成分とする鋼にＴｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｓｎ、Ｃｏ、Ｚｎ、Ｗ、Ｍｇを合計で１％以下含有しても構わない。しかしながらＳｎは熱間圧延時に疵が発生する恐れがあるので０．０５％以下が望ましい。
次に、本発明の製造方法の限定理由について、以下に詳細に述べる。
本発明の熱延鋼板は、鋳造後の鋼片を熱間圧延した後に冷却する方法や、熱間圧延後の圧延材または熱延鋼板をさらに溶融めっきラインにて熱処理を施す方法、更にはこれらの鋼板に別途表面処理を施す方法によって製造される。
本発明の熱延鋼板の製造方法は、鋼片を熱間圧延することによって熱延鋼板とする方法であり、鋼片を圧延し粗バー（シートバーとも言う。）とする粗圧延工程と、粗バーを圧延して圧延材とする仕上げ圧延工程と、圧延材を冷却し熱延鋼板とする冷却工程と、を有する。
本発明において熱間圧延に先行する製造方法、すなわち鋼片の製造方法は特に限定するものではない。例えば、高炉、転炉や電炉等による溶製に引き続き、各種の２次精練で目的の成分含有量になるように成分調整を行い、次いで通常の連続鋳造、インゴット法による鋳造の他、薄スラブ鋳造などの方法で鋳造すればよい。原料にはスクラップを使用しても構わない。連続鋳造よって得たスラブの場合には高温鋳片のまま熱間圧延機に直送してもよいし、室温まで冷却後に加熱炉にて再加熱した後に熱間圧延してもよい。
鋼片の再加熱温度については特に制限はないが、１４００℃以上であると、スケールオフ量が多量になり歩留まりが低下するので、再加熱温度は１４００℃未満が望ましい。また、１０００℃未満の加熱ではスケジュール上操業効率を著しく損なうため、鋼片の再加熱温度は１０００℃以上が望ましい。さらには、１１００℃未満の加熱ではスケールオフ量が少なくスラブ表層の介在物をスケールと共に後のデスケーリングによって除去できなくなる可能性があるため、鋼片の再加熱温度は１１００℃以上が望ましい。
熱間圧延工程は、粗圧延の工程と、この粗圧延の終了後の仕上げ圧延の工程と、を有するが、板厚方向の材質バラツキを抑えるためには仕上げ圧延開始温度を（Ａｒ３変態点温度＋２５０℃）以上とする。仕上げ圧延開始温度の上限は特に定めないが、１２５０℃を超えると仕上げ圧延終了温度が（Ａｒ３変態点温度＋１００℃）を超える恐れがあるために望ましくは１２５０℃以下である。仕上げ圧延開始温度を（Ａｒ３変態点温度＋２５０℃）以上とするためには必要に応じて粗圧延終了から仕上圧延開始までの間または／および仕上圧延中に粗バーまたは圧延材を加熱する。
特に本発明のうちでも優れた破断延びを安定して得るためにはＭｎＳ等の微細析出を抑制することが有効である。通常、ＭｎＳ等の析出物は１２５０℃程度の鋼片の再加熱で再固溶が起こり、後の熱間圧延中に微細析出する。従って、鋼片の再加熱温度を１１５０℃程度に制御しＭｎＳ等の再固溶を抑制できれば延性を改善できる。ただし、圧延終了温度を本発明の範囲にするためには粗圧延終了から仕上圧延開始までの間または／および仕上げ圧延中での粗バーまたは圧延材の加熱が有効な手段となる。この場合の加熱装置はどのような方式でも構わないが、トランスバース型であれば板厚方向に均熱できるのでトランスバース型が望ましい。
粗圧延終了と仕上げ圧延開始の間にデスケーリングを行う場合は、鋼板表面での高圧水の衝突圧Ｐ（ＭＰａ）×流量Ｌ（リットル／ｃｍ２）≧０．００２５の条件を満たすことが望ましい。
鋼板表面での高圧水の衝突圧Ｐは以下のように記述される。（「鉄と鋼」１９９１ ｖｏｌ．７７ Ｎｏ．９ ｐ１４５０参照）
Ｐ（ＭＰａ）＝５．６４×Ｐ０×Ｖ／Ｈ２
ただし、
Ｐ０（ＭＰａ）：液圧力
Ｖ（リットル／ｍｉｎ）：ノズル流液量
Ｈ（ｃｍ）：鋼板表面とノズル間の距離
流量Ｌは以下のように記述される。
Ｌ（リットル／ｃｍ２）＝Ｖ／（Ｗ×ｖ）
ただし、
Ｖ（リットル／ｍｉｎ）：ノズル流液量
Ｗ（ｃｍ）：ノズル当たり噴射液が鋼板表面に当たっている幅
ｖ（ｃｍ／ｍｉｎ）：通板速度
衝突圧Ｐ×流量Ｌの上限は本発明の効果を得るためには特に定める必要はないが、ノズル流液量を増加させるとノズルの摩耗が激しくなる等の不都合が生じるため、０．０２以下とすることが望ましい。
デスケーリングによって鋼板表面の最大高さＲｙが１５μｍ（１５μｍＲｙ，ｌ（基準長さ：ｓａｍｐｌｉｎｇ ｌｅｎｇｔｈ）２．５ｍｍ，ｌｎ（評価長さ：ｔｒａｖｅｌｌｉｎｇ ｌｅｎｇｔｈ）１２．５ｍｍ）以下となるように、表面のスケールを除去することができる。また、その後の仕上げ圧延はデスケーリング後に再びスケールが生成してしまうのを防ぐために５秒以内に行うのが望ましい。
また、粗圧延と仕上げ圧延の間にシートバーを接合し、連続的に仕上げ圧延をしてもよい。その際に粗バーを一旦コイル状に巻き、必要に応じて保温機能を有するカバーに格納し、再度巻き戻してから接合を行ってもよい。
仕上げ圧延は、当該成分系にて望ましいミクロ組織分率と主相と第二相の硬度比を得るためには圧延終了後に適度にフェライト変態を進行させてやる必要があるので最終段とその前段での圧下率の合計が２５％以上の圧延を行う必要がある。最終段の圧下率が１％未満では、鋼板の平坦度が劣化し、１５％を超えるとフェライト変態が進行しすぎて望ましいポリゴナルフェライトと第二相の粒径比が２．５以上であるミクロ組織を得られないので最終段の圧下率は１〜１５％とする。最終段とその前段での合計圧下率の上限は特に設けないが圧延反力の設備的制約から５０％以下である。
さらに、仕上げ圧延終了温度（ＦＴ）をＡｒ３変態点温度以上（Ａｒ３変態点温度＋１００℃）以下とする。ここでＡｒ３変態点温度とは、例えば以下の計算式により鋼成分との関係で簡易的に示される。
すなわちＡｒ３＝９１０−３１０×％Ｃ＋２５×％Ｓｉ−８０×％Ｍｎｅｑ
ただし、Ｍｎｅｑ＝％Ｍｎ＋％Ｃｒ＋％Ｃｕ＋％Ｍｏ＋％Ｎｉ／２＋１０（％Ｎｂ−０．０２）
または、Ｂ添加の場合、Ｍｎｅｑ＝％Ｍｎ＋％Ｃｒ＋％Ｃｕ＋％Ｍｏ＋％Ｎｉ／２＋１０（％Ｎｂ−０．０２）＋１である。
ここで、式中の％Ｃ，％Ｓｉ，％Ｍｎ，％Ｃｒ，％Ｃｕ，％Ｍｏ，％Ｎｉ，％Ｎｂは、各元素Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｃｕ，Ｍｏ，Ｎｉ，Ｎｂの鋼片中の含有量（質量％）を示す。
仕上げ圧延終了温度（ＦＴ）がＡｒ３変態点温度未満であると、α＋γの二相域圧延となる可能性があり圧延後のフェライト粒に加工組織が残留し延性が劣化する恐れがあるので、Ａｒ３変態点温度以上とする。また、仕上げ圧延終了温度（ＦＴ）が（Ａｒ３変態点温度＋１００℃）を超えると、圧延終了後のフェライト変態に必要な圧延によるひずみがオーステナイトの再結晶により緩和されてしまい最終的に目的とするミクロ組織が得られないので、仕上げ圧延終了温度（ＦＴ）は（Ａｒ３変態点温度＋１００℃）以下とする。
仕上げ圧延終了後、Ａｒ３変態点温度未満Ａｒ１変態点温度以上のα＋γの二相温度域に１〜１５秒保持するが、この保持時間が１秒未満であるとフェライト−オーステナイトの二相分離が十分に進行せず、最終的に目的とするミクロ組織が得られない。ここでＡｒ１変態点温度とは、例えば以下の計算式により鋼成分との関係で簡易的に示される。すなわち
Ａｒ１＝８３０−２７０×％Ｃ−９０×％Ｍｎｅｑ
一方、１５秒を超えると、パーライトが生成し目的とするミクロ組織が得られない恐れがあるばかりでなく、通板速度が低下し生産性を著しく低下させるので、当該温度域での保持時間は１〜１５秒とする。この保持温度までの冷却は特に定めていないが、α＋γの分離を促進するためには２０℃／ｓ以上の冷却速度で当該温度域に冷却することが望ましい。次に保持終了後、３５０℃まで１００℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却し３５０℃未満で巻き取るが、１００℃／ｓｅｃ未満の冷却速度では、パーライトが生成してしまい十分硬質な第二相が得られず目的とするミクロ組織が得られないため、ＢＨ性を十分確保できない。従って、冷却速度は１００℃／ｓｅｃ以上とする。冷却速度の上限は特に定めることなく本発明の効果を得ることができるが、熱ひずみによる板そりが懸念されることから、２００℃／ｓ以下とすることが好ましい。
巻取温度は３５０℃以上では、時効後でも降伏点伸びを発生させずＢＨ量を低下させないだけの可動転位を得るための硬度比１．５〜６が達成されないため、巻取温度は、３５０℃未満と限定する。さらに耐時効劣化という観点からは、１５０℃以下が望ましい。また、巻取温度の下限値は特に限定する必要はないが、コイルが長時間水濡れの状態にあると錆による外観不良が懸念されるため、５０℃以上が望ましい。
熱間圧延工程終了後は必要に応じて酸洗し、その後インラインまたはオフラインで圧下率１０％以下のスキンパスまたは圧下率４０％程度までの冷間圧延を施しても構わない。
なお、銅板形状の矯正や可動転位導入による延性の向上のためには０．１％以上２％以下のスキンパス圧延を施すことが望ましい。
酸洗後の熱延鋼板に亜鉛めっきを施すためには、亜鉛めっき浴中に浸積し、必要に応じて合金化処理してもよい。
以下に、実施例により本発明をさらに説明する。
表２に示す化学成分を有するＡ〜Ｋの鋼は、転炉にて溶製して、連続鋳造後、直送もしくは再加熱し、粗圧延に続く仕上げ圧延で１．２〜５．５ｍｍの板厚にした後に巻き取った。ここで、表中の化学組成についての表示は質量％である。
製造条件の詳細を表３に示す。ここで、“粗バー加熱”は粗圧延終了から仕上圧延開始までの間または／および仕上げ圧延中における、粗バーまたは圧延材の加熱を示しており、この加熱を行ったかどうかを有無で表している。“ＦＴ”は仕上げ圧延温度、“保持時間”とはＡｒ３変態点温度未満Ａｒ１変態温度以上の温度域での空冷時間を、“保持温度域〜３５０℃での冷却速度”とは冷却時に保持温度域〜３５０℃の温度域を通過する時の平均冷却速度を、“ＣＴ”とは巻取温度を示している。なお、“ＭＴ”とはランナウトテーブル中間温度計での測定温度であるが、本実施例では、“保持温度域〜３５０℃での冷却”での冷却開始温度に相当する。
表３に示すように、実施例３では、粗圧延後に衝突圧２．７ＭＰａ、流量０．００１リットル／ｃｍ２の条件でデスケーリングを施した。また実施例８では、亜鉛めっきを施した。
このようにして得られた薄鋼板を、発明を実施するための最良の形態にて述べた評価方法と同様にして、引張試験と人工時効後ＢＨ試験で評価を行った。さらに同様にしてミクロ組織の調査、ポリゴナルフェライトおよび第二相の平均粒径の測定及び硬質第二相と主相であるポリゴナルフェライトとの硬度比の測定をおこない、その結果を表３に示す。
実施例１〜１２では、所定の量の鋼成分を含有し、そのミクロ組織が主相であるポリゴナルフェライトと硬質第二相を有し、第二相の体積分率が３〜２０％で硬度比が１．５〜６で粒径比が１．５以上である。この実施例１〜１２では、人工時効後ＢＨ量が６０ＭＰａを上回っており、時効後ＢＨ性に優れる加工用熱延鋼板が得られている。
上記以外の比較例１〜８では、以下の理由によって本発明の範囲外である。
比較例１では、最終段の圧下率および最終段とその前段の合計圧下率が本発明請求項５の範囲外であるので、請求項１記載の目的とするミクロ組織が得られず十分な人工時効後ＢＨ量が得られていない。
比較例２では、仕上げ圧延終了温度（ＦＴ）が本発明請求項５の範囲外であるので、請求項１記載の目的とするミクロ組織が得られず人工時効後ＢＨ量が得られていない。
比較例３では、保持時間が本発明請求項５の範囲外であるので、請求項１記載の目的とするミクロ組織が得られず十分な人工時効後ＢＨ量が得られていない。
比較例４では、保持温度〜３５０℃の温度域での冷却速度と巻取温度（ＣＴ）が本発明請求項５の範囲外である。特に保持温度〜３５０℃の温度域での冷却速度が１００℃／ｓｅｃ未満であるためパーライトが生成している。このように請求項１記載の目的とするミクロ組織が得られず十分な人工時効後ＢＨ量が得られていない。
比較例５では、最終段の圧下率が本発明請求項５の範囲外であるので、請求項１記載の目的とするミクロ組織が得られず十分な人工時効後ＢＨ量が得られていない。
比較例６では、用いた鋼片Ｙ１のＳｉの含有量が本発明請求項１の範囲外であるので請求項１記載の目的とするミクロ組織が得られず十分な人工時効後ＢＨ量が得られていない。
比較例７では、用いた鋼片Ｙ２のＮの含有量が本発明請求項１の範囲外であるので請求項１記載の目的とするミクロ組織が得られているものの時効劣化が激しく十分な人工時効後ＢＨ量が得られていない。
比較例８では、用いた鋼片Ｙ３のＣの含有量およびＳｉが本発明請求項１の範囲外であり、かつ巻取り温度が本発明請求項６の範囲外であるので請求項１記載の目的とするミクロ組織が得られていない。
産業上の利用の可能性
この加工用熱延鋼板は、時効によるＢＨ量の低下が少ないので安定して６０ＭＰａ以上のＢＨ量が得られるため３７０〜４９０ＭＰａ級の引張強度の鋼板であってもプレスによるひずみ導入と塗装焼き付け処理により５４０〜６４０ＭＰａ級鋼板を適用した場合と同等のプレス品強度を得ることができる。
このため、特に自動車の車体用部品などのように、軽量化を達成するためのゲージダウンの要求の高い工業製品用の鋼板として好適に利用できる。
表２に示す化学成分を有するＡ〜Ｋの鋼は、転炉にて溶製して、連続鋳造後、直送もしくは再加熱し、粗圧延に続く仕上げ圧延で１．２〜５．５ｍｍの板厚にした後に巻き取った。ここで、表中の化学組成についての表示は質量％である。
表３に示すように、実施例３では、粗圧延後に衝突圧２．７ＭＰａ、流量０．００１リットル／ｃｍ２の条件でデスケーリングを施した。また実施例８では、亜鉛めっきを施した。
実施例１〜１２では、所定の量の鋼成分を含有し、そのミクロ組織が主相であるポリゴナルフェライトと硬質第二相を有し、第二相の体積分率が３〜２０％で硬度比が１．５〜６で粒径比が１．５以上である。この実施例１〜１２では、人工時効後ＢＨ量が６０ＭＰａを上回っており、時効後ＢＨ性に優れる加工用熱延鋼板が得られている。
上記以外の比較例１〜８では、以下の理由によって本発明の範囲外である。
比較例１では、最終段の圧下率および最終段とその前段の合計圧下率が本発明請求項５の範囲外であるので、請求項１記載の目的とするミクロ組織が得られず十分な人工時効後ＢＨ量が得られていない。
比較例２では、仕上げ圧延終了温度（ＦＴ）が本発明請求項５の範囲外であるので、請求項１記載の目的とするミクロ組織が得られず人工時効後ＢＨ量が得られていない。
比較例３では、保持時間が本発明請求項５の範囲外であるので、請求項１記載の目的とするミクロ組織が得られず十分な人工時効後ＢＨ量が得られていない。
比較例４では、保持温度〜３５０℃の温度域での冷却速度と巻取温度（ＣＴ）が本発明請求項５の範囲外である。特に保持温度〜３５０℃の温度域での冷却速度が１００℃／ｓｅｃ未満であるためパーライトが生成している。このように請求項１記載の目的とするミクロ組織が得られず十分な人工時効後ＢＨ量が得られていない。
比較例５では、最終段の圧下率が本発明請求項５の範囲外であるので、請求項１記載の目的とするミクロ組織が得られず十分な人工時効後ＢＨ量が得られていない。
比較例６では、用いた鋼片Ｙ１のＳｉの含有量が本発明請求項１の範囲外であるので請求項１記載の目的とするミクロ組織が得られず十分な人工時効後ＢＨ量が得られていない。
比較例７では、用いた鋼片Ｙ２のＮの含有量が本発明請求項１の範囲外であるので請求項１記載の目的とするミクロ組織が得られているものの時効劣化が激しく十分な人工時効後ＢＨ量が得られていない。
比較例８では、用いた鋼片Ｙ３のＣの含有量およびＳｉが本発明請求項１の範囲外であり、かつ巻取り温度が本発明請求項６の範囲外であるので請求項１記載の目的とするミクロ組織が得られていない。
産業上の利用の可能性
この加工用熱延鋼板は、時効によるＢＨ量の低下が少ないので安定して６０ＭＰａ以上のＢＨ量が得られるため３７０〜４９０ＭＰａ級の引張強度の鋼板であってもプレスによるひずみ導入と塗装焼き付け処理により５４０〜６４０ＭＰａ級鋼板を適用した場合と同等のプレス品強度を得ることができる。
このため、特に自動車の車体用部品などのように、軽量化を達成するためのゲージダウンの要求の高い工業製品用の鋼板として好適に利用できる。
Claims (10)
- 加工用熱延鋼板であって、
質量％にて、
Ｃ ＝０．０１〜０．２％、
Ｓｉ＝０．０１〜０．３％、
Ｍｎ＝０．１〜１．５％、
Ｐ ≦０．１％、
Ｓ ≦０．０３％、
Ａｌ＝０．００１〜０．１％、
Ｎ ≦０．００６％、
残部として、Ｆｅ及び不可避的不純物を含有し、
そのミクロ組織が、主相であるポリゴナルフェライトと硬質第二相を有し、硬質第二相の体積分率が３〜２０％であり、硬度比（硬質第二相硬度／ポリゴナルフェライト硬度）が１．５〜６であり、粒径比（ポリゴナルフェライト粒径／硬質第二相粒径）が１．５以上である。 - 請求項１に記載の加工用熱延鋼板であって、
さらに、質量％にて、
Ｂ ＝０．０００２〜０．００２％、
Ｃｕ＝０．２〜１．２％、
Ｎｉ＝０．１〜０．６％、
Ｍｏ＝０．０５〜１％、
Ｖ ＝０．０２〜０．２％、
Ｃｒ＝０．０１〜１％、
から選択される一種または二種以上を含有する。 - 請求項１に記載の加工用熱延鋼板であって、
さらに、質量％にて、
Ｃａ＝０．０００５〜０．００５％、
ＲＥＭ＝０．０００５〜０．０２％、
の一種または二種を含有する。 - 請求項１に記載の加工用熱延鋼板であって、亜鉛めっきが施されている。
- 加工用熱延鋼板の製造方法であって、
質量％にて、
Ｃ ＝０．０１〜０．２％、
Ｓｉ＝０．０１〜０．３％、
Ｍｎ＝０．１〜１．５％、
Ｐ ≦０．１％、
Ｓ ≦０．０３％、
Ａｌ＝０．００１〜０．１％、
Ｎ ≦０．００６％、
残部として、Ｆｅ及び不可避的不純物を含有する鋼片を粗圧延することによって粗バーとする工程と、
最終段とその前段での圧下率の合計が２５％以上かつ最終段の圧下率が１〜１５％であり、かつ終了温度がＡｒ３変態点温度以上（Ａｒ３変態点温度＋１００℃）以下の温度域である条件で、前記粗バーを仕上げ圧延し圧延材とする工程と、
圧延材をＡｒ３変態点温度未満Ａｒ１変態温度以上の温度域に１〜１５秒保持し、その後３５０℃まで１００℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却して熱延鋼板とし、３５０℃未満で巻き取る工程と、を有する。 - 請求項５に記載の加工用熱延鋼板の製造方法であって、
仕上げ圧延の開始温度を（Ａｒ３変態点温度＋２５０℃）以上とする。 - 請求項５に記載の加工用熱延鋼板の製造方法であって、
粗バーを仕上げ圧延する工程を開始するまでの間、および／または粗バーを仕上げ圧延する工程中に粗バーまたは圧延材を加熱する。 - 請求項５に記載の加工用熱延鋼板の製造方法であって、
鋼片を粗圧延する工程の終了時点から粗バーを仕上げ圧延する工程の開始時点までの間に、デスケーリングを行う。 - 請求項５に記載の加工用熱延鋼板の製造方法であって、
得られた熱延鋼板を亜鉛めっき浴中に浸積させて鋼板表面を亜鉛めっきする。 - 請求項９に記載の加工用熱延鋼板の製造方法であって、
亜鉛めっき後、合金化処理する。
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