JP2009041104A - 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

【課題】高い成形性と安定した品質特性を有し、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、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その製造方法を提供する。
【解決手段】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/Alが0.3以上である組成を有する鋼スラブを1000℃以上に加熱した後に、粗圧延と、仕上圧延出側温度を800℃以上とする仕上圧延とを行った後、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。これにより、固溶状態のＮが0.0010％以上、平均結晶粒径10μｍ以下のフェライト相を面積率で50％以上、あるいはさらにマルテンサイト相を面積率で５％以上含む組織とを有する高張力熱延鋼板を得る。
【選択図】図１

Description

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。

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。

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。
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。

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。

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。

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、特許文献１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、特許文献２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。
しかし、特許文献１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、特許文献２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。

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。
特公平７−30408 号公報 特公平８−23048 号公報

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。

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。

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。

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。
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。

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。

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。

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、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）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。

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0.0010〜0.010 ％
（４）（１）ないし（３）のいずれかにおいて、前記高張力熱延鋼板が板厚4.0 mm以下のものであることを特徴とする高張力熱延鋼板。
（５）（１）ないし（４）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。
（６）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0.0010〜0.010 ％
（７）（６）において、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高張力熱延鋼板の製造方法。
（８）（６）または（７）において、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高張力熱延鋼板の製造方法。
（９）（６）ないし（８）のいずれかにおいて、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高張力熱延鋼板の製造方法。
（１０）（６）ないし（９）のいずれかにおいて、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高張力熱延鋼板の製造方法。

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。

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0.010 ％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0.010 ％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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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0.008 ％以下が好ましい。

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。

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、ΔＴＳ40MPa 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。

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。

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。
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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。
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。

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。

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。

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ＢＨ、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。

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。

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。

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）334 参照）のうち、いずれか大きい方を採用する。

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。

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、Nb，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Nb，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。

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。

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。

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100MPa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。

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。

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。

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。

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。

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、ＳＲＴ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1280℃以下が好ましい。

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。
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。
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。

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。

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820 ℃以上が望ましい。

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MnSiN2,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。

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。

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。

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。ＣＴ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。

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。

（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。

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。

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、ＪＩＳＺ2273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 Materials 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。

結果を表３に示す。

本発明例では、比較例よりも格段に高いＢＨ、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1.6 mm）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。

結果を表６に示す。

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。

結果を表９に示す。

本発明例では、比較例よりも格段に高いＢＨ、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。

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。

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。

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。

耐衝撃特性は、実施例 1と同様に、「Journal of the Society of Materials 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。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σw （MPa ）の比σw ／ＴＳを求めた。

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Nb，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、σw ／ＴＳ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。

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。

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。

Claims (10)

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. 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. 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0.0010〜0.010 ％
4. 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３のいずれかに記載の高張力熱延鋼板。
5. 請求項１ないし４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。
6. 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0.0010〜0.010 ％
7. 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６に記載の高張力熱延鋼板の製造方法。
8. 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６または７に記載の高張力熱延鋼板の製造方法。
9. 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６ないし８のいずれかに記載の高張力熱延鋼板の製造方法。
10. 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６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。

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