(57)【要約】【課題】良好な加工性を有しかつ衝撃特性に優れた歪時効硬化型熱延鋼構造部材およびその熱延鋼材の製造方法を提供する。【解決手段】熱延鋼材を成形加工した電着塗装焼付処理を行う前の構造部材であって、質量％で、Ｃ：０．０００５〜０．２％、Ｓｉ：０．００１〜２．０％、Ｍｎ：０．００１〜２．０％、Ｐ：０．２％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ａｌ：０．００２〜２．０％、Ｎ：０．０００５〜０．２％、Ｃｕ：０．００１〜２．０％、を含み、かつＣｕ含有量がＣ含有量とＮ含有量の和の０．１倍以上であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、１７０℃×２０分間の電着塗装焼付相当の熱処理を行った際に、成形加工により変形していない部分における熱処理前後の降伏強度変化量（ＹＳ＿ＢＨ０）が３０ＭＰａ以上である構造部材。【選択図】　　なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
熱延鋼材を成形加工した電着塗装焼付処理を行う前の構造部材であって、質量％で、
Ｃ　：０．０００５〜０．２％、
Ｓｉ：０．００１〜２．０％、
Ｍｎ：０．００１〜２．０％、
Ｐ　：０．２％以下、
Ｓ　：０．０１５％以下、
Ａｌ：０．００２〜２．０％、
Ｎ　：０．０００５〜０．２％、
Ｃｕ：０．００１〜２．０％
を含み、かつＣｕ含有量がＣ含有量とＮ含有量の和の０．１倍以上であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、１７０℃×２０分間の電着塗装焼付相当の熱処理を行った際に、成形加工により変形していない部分における熱処理前後の降伏強度変化量（ＹＳ＿ＢＨ０）が３０ＭＰａ以上であることを特徴とする衝撃特性に優れた歪時効硬化型熱延鋼構造部材。
【請求項２】
フェライト面積率が５０％以上であることを特徴とする請求項１記載の歪時効硬化型熱延鋼構造部材。
【請求項３】
前記熱処理を行った際に、成形加工により変形した部分と、変形していない部分の降伏強度ＹＳ及び引張強度ＴＳの差が、それぞれＹＳで９０ＭＰａ以下かつＴＳで５０ＭＰａ以下であることを特徴とする請求項１又は２記載の衝撃特性に優れた歪時効硬化型熱延鋼構造部材。
【請求項４】
前記熱処理を行った際に、未変形部フェライト粒内における炭素・窒素原子集合体および炭窒化物析出物の２種合計の分布密度が、体積密度で１００〜１００００個・μｍ−３であることを特徴とする請求項１〜３の何れか１　項に記載の衝撃特性に優れた歪時効硬化型熱延鋼構造部材。
【請求項５】
更に、質量％で、Ｎｉ：０．１〜２．０％を含むことを特徴とする請求項１〜４の何れか１項に記載の衝撃特性に優れた歪時効硬化型熱延鋼構造部材。
【請求項６】
前記組成に加えてさらに、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１〜５の何れか１項に記載の衝撃特性に優れた歪時効硬化型熱延鋼構造部材。
ａ群：Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗのうち１種または２種以上の合計を０．１〜２．０％。
ｂ群：Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｔａのうち１種または２種以上の合計を０．００３〜
０．２％。
ｃ群：Ｂを０．０００３〜０．０１０％。
ｄ群：ＣａまたはＭｇのうち１種または２種を合計で０．００１〜０．０１％。
【請求項７】
請求項１〜６の何れか１項に記載の熱延鋼材に電気めっき又は溶融めっきが施されていることを特徴とする衝撃特性に優れた歪時効硬化型熱延めっき鋼構造部材。
【請求項８】
請求項１、５又は６に記載の組成からなる鋼スラブを、スラブ加熱温度１０００〜１２７０℃に加熱し、粗圧延をした後、Ａ１　温度〜１０００℃で仕上げ圧延を終了し、空冷、水冷あるいはこれら２種の冷却方法の組み合わせによりＡ１　温度〜１００℃間を平均冷却速度０．０１〜３０℃／ｓで冷却することを特徴とする請求項１〜６の何れか１項に記載の衝撃特性に優れた歪時効硬化型熱延鋼材を製造する方法。
【請求項９】
請求項１、５又は６記載の組成からなる鋼スラブを、スラブ加熱温度１０００〜１２７０℃に加熱し、粗圧延をした後、Ａ１　温度〜１０００℃で仕上げ圧延を終了し、空冷、水冷あるいはこれら２種の冷却方法の組み合わせによる冷却の後、Ａ１　温度〜１００℃間で巻取ることを特徴とする請求項１〜６の何れか１項に記載の衝撃特性に優れた歪時効硬化型熱延鋼材を製造する方法。
【請求項１０】
請求項１、５又は６記載の組成を有する鋼スラブを、スラブ加熱温度１０００〜１２７０℃に加熱し、粗圧延をした後、Ａ１　温度〜１０００℃で仕上げ圧延を終了し、空冷、水冷あるいはこれら２種の冷却方法の組み合わせにより室温まで冷却したのち、１００℃〜Ａ１　温度の間で再加熱処理を行うことを特徴とする請求項１〜６の何れか１項に記載の衝撃特性に優れた歪時効硬化型熱延鋼材を製造する方法。
【請求項１１】
請求項８〜１０の何れか１項に記載の製造工程に続いて、伸び率：０．５〜４０％の調質圧延またはレベラー加工を施すことを特徴とする請求項１〜６の何れか１項に記載の衝撃特性に優れた歪時効硬化型熱延鋼材を製造する方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、自動車の構造部材・足廻り部材・パネル部材の使途に好適である衝撃特性および成型加工性に優れた歪時効硬化型熱延鋼構造部材およびその熱延鋼材を製造する方法に関するものであり、引張強度で２５０ＭＰａから９００ＭＰａ程度の幅広い強度の鋼材に適用が可能である。本発明はさらに優れた疲労特性も併せ持つことから、上記用途の他にタイヤホイール用途、建築物・船舶・橋梁等の構造物用途にも適用することが可能である。
【０００２】
【従来の技術】
地球環境保護の観点から自動車が排出するＣＯ２　軽減が重要な課題となっている。ＣＯ２　軽減のためには車体重量の軽減が有効であり、そのために鋼材高強度化のニーズが高まっている。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型時の割れといったプレス成形性の劣化を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た。自動車用鋼材に求められる他の特性としては、走行時の振動に対し材料劣化を起こさない特性、すなわち疲労特性や、高速衝突時において材料側でエネルギーを吸収し乗員の安全性を確保するための特性、すなわち耐衝撃性といった特性が挙げられる。
【０００３】
建築物や橋梁や船舶に用いられる構造用鋼材についても、構造物の軽量化を目的とした高強度鋼材の要請が高い。前記の自動車用鋼材と同様に、成形加工性や構造物同士の衝突を前提とした耐衝撃性、疲労特性が強く望まれている。
【０００４】
このような要望に対し、成形加工性を確保した上で高強度化を達成する技術として、成型加工時には軟質に保たれ、成形加工後の１７０℃×２０分程度の電着塗装焼付工程でおこる歪時効硬化現象を利用して降伏強度あるいは引張強度を増加させる、いわゆる焼付硬化性（Ｂａｋｅ　Ｈａｒｄｅｎａｂｉｌｉｔｙ：ＢＨ）を利用した技術が知られている。この種の鋼材は、成形加工時には炭素原子あるいは窒素原子を固溶させて成形性を確保しておき、電着塗装焼付工程において成形加工時に鋼材内に生じた転位に炭素原子あるいは窒素原子を固着させるか、あるいは転位上に炭化物あるいは窒化物を微細分散析出させることによって、降伏強度あるいは引張強度の上昇を図るものである。
【０００５】
一方、衝撃特性に関しては、高歪み速度での変形における変形応力が高いほど、衝撃変形時により多くのエネルギーが吸収されると考えられており、歪み時効硬化現象を利用して耐衝撃性を向上させる技術が提案されている。例えば、下記特許文献１には、所定の鋼成分において、固溶状態のＣおよびＮ量とフェライト結晶粒径を制御することにより降伏応力と引張強度の双方を上昇させた耐衝撃性に優れた歪時効硬化型熱延鋼板およびその製造方法が提案されている。また、下記特許文献２には、フェライト粒径を制御した、固溶Ｎ利用型の耐衝撃性に優れた歪時効硬化型高張力熱延鋼板およびその製造方法が提案されている。
【０００６】
【特許文献１】
特開２００１−３３５８８９号公報
【０００７】
【特許文献２】
特開２００１−２２６７４４号公報
【０００８】
しかし、部材の加工は曲げ加工、プレス加工などにより成形加工されることが多いが、実際の部材では未成形加工部分（未変形部分）が部材体積のかなりの割合を占め、そのため、（１）　変形を受けた部分をいかに歪み硬化現象で強化しても、結局はこの軟弱な未変形部分の強度で耐衝撃特性が決まってしまう、また（２）　これまでに提案されている歪み時効硬化型鋼材を成形加工→電着塗装焼付しても衝撃変形が加わった時の衝撃破壊の仕方に再現性が無く、このため実部材への適用が実質的に難しかったという問題点を有していた。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は上記の如き実状に鑑みて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、電機製品の内外板パネルに好適な、良好な加工性を有しかつ衝撃特性に優れた歪時効硬化型熱延鋼構造部材およびその熱延鋼材の製造方法を提供することを目的とする。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、前記課題を解決するため、実部材の高速圧縮変形試験を行った結果、衝撃圧壊変形時に不安定変形を起こす原因は成形加工→電着塗装焼付工程後において部材内の強度の不均一が大きいことであり、さらに優れた耐衝撃性が得られにくい原因は、変形部分と未変形部分の変形応力の差が大きくなると、高速変形時の吸収エネルギーが結局未変形部分の特性で決まってしまうためであると考えるに至った。さらに電着塗装焼付処理工程を行った後の構造部材において大きな強度不均一が生じる原因としては、成形加工により局所的に変形が加わった部分では転位が導入されて歪時効硬化する一方で、未変形の部分では転位が導入されないため焼付塗装工程でも時効硬化が起こらないか、あるいはその硬化量がわずかであることが主因であるとの結論に到った。
【００１１】
そこで本発明者らは、実構造部材に成形加工したときに優れた耐衝撃特性を有する歪み時効硬化型熱延鋼材を達成すべく、鋭意実験と検討を重ねた結果、電着焼付塗装工程後において未変形部分でも所定範囲内の強度上昇を得ること、さらに電着焼付塗装工程後の変形部分と未変形部分の強度差を小さくすること、すなわち強度不均一を極力小さくすることが耐衝撃特性向上に有効であることを見出した。
そして、本発明者らは変形部分と未変形部分の強度差を小さくするためには、未変形部分のフェライト粒内でも炭素あるいは窒素原子のクラスタリングおよび析出を起こさせることが有効であることを見出し、またそのような組織にするためには、鋼中のＣｕ／（Ｃ＋Ｎ）成分比を適正値以上にすることが有効であることを明らかにした。
【００１２】
このような現象が発現するメカニズムを詳細に解析した結果、Ｃｕを適正量添加することによりＣｕ原子あるいはＣｕ添加により導入される空孔集合体が核生成サイトになり、転位が存在していない場所でも電着塗装焼付処理中に微細な炭窒化物あるいは炭窒素クラスターが析出するという全く新しい事実を見出した。
【００１３】
さらに、本発明者らは塗装焼付処理中に粒内に新たに再析出する微細な炭窒化物、炭窒素クラスターのＣおよびＮ供給源を調査した結果、（１）粒内に固溶しているＣあるいはＮ、（２）粒界に偏析しているＣあるいはＮといった過去に提案されている供給源の他に、（３）焼付塗装前のフェライト粒内に存在している不安定化した炭窒化物が供給源になりうるという全く新しい事実を初めて明らかにした。具体的には、析出物を成形加工前の段階で熱間圧延工程、冷間加工工程、調質圧延工程あるいはレベラー加工等によりエネルギー的に不安定化させておけば塗装焼付工程で時効硬化に寄与するＣおよびＮの供給源となることを初めて見出した。
【００１４】
本発明者らは、上記のように加工転位が存在しなくても炭素・窒素集合体あるいは炭窒化物を微細に析出させる効果のあるＣｕの適正量添加技術と、炭素・窒素集合体あるいは炭窒化物への炭素、窒素の供給源として不安定析出物を利用する技術を相互に利用することにより、未変形領域でも電着塗装相当の熱処理で十分な硬化をし、かつ成形加工による変形部分と未変形部分の強度差を小さくすることが可能であることを見出し、本発明をなすに到った。
【００１５】
また、本発明者らの検討の結果、上記した組成とすることにより、フェライト単相の組織の他に、フェライトを主体とする組織にマルテンサイト、残留オーステナイト、パーライトのうち１種または２種以上の組織を含む複相組織鋼においても、衝撃特性および成型加工性に優れた歪時効硬化型熱延鋼材を得られ、また強度レベルでいうと引張強度で２５０〜９００ＭＰａの広い範囲内で、従来鋼に比較して優れた衝撃特性が得られることがわかった。
【００１６】
本発明は、前記課題を解決するために次の手段を講じた。すなわち、
（１）第１の発明は、熱延鋼材を成形加工した電着塗装焼付処理を行う前の構造部材であって、質量％で、
Ｃ　：０．０００５〜０．２％、　Ｓｉ：０．００１〜２．０％、
Ｍｎ：０．００１〜２．０％、　　Ｐ　：０．２％以下、
Ｓ　：０．０１５％以下、　　　　Ａｌ：０．００２〜２．０％、
Ｎ　：０．０００５〜０．２％、　　Ｃｕ：０．００１〜２．０％
を含み、かつＣｕ含有量がＣ含有量とＮ含有量の和の０．１倍以上であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、１７０℃×２０分間の電着塗装焼付相当の熱処理を行った際に、成形加工により変形していない部分における熱処理前後の降伏強度変化量（ＹＳ＿ＢＨ０）が３０ＭＰａ以上であることを特徴とする。
【００１７】
（２）第２の発明は、フェライト面積率が５０％以上であることを特徴とする前記（１）記載の歪時効硬化型熱延鋼構造部材であり、
（３）第３の発明は、前記（１）又は（２）記載の発明に加え、前記熱処理を行った際に、成形加工により変形した部分と、変形していない部分の降伏強度ＹＳ及び引張強度ＴＳの差が、それぞれＹＳで９０ＭＰａ以下かつＴＳで５０ＭＰａ以下であることを特徴とする。
【００１８】
（４）第４の発明は、前記（１）〜（３）の何れか１項に記載の発明に加え、前記熱処理を行った際に、未変形部フェライト粒内における炭素・窒素原子集合体および炭窒化物析出物の２種合計の分布密度が、体積密度で１００〜１００００個・μｍ−３であることを特徴とし、
（５）第５の発明は、前記（１）〜（４）の何れかに記載の組成に加え、質量％で、Ｎｉ：０．１〜２．０％を含むことを特徴とする。
【００１９】
（６）第６の発明は、前記組成に加えてさらに、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。
ａ群：Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗのうち１種または２種以上の合計を０．１〜２．０％
ｂ群：Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｔａのうち１種または２種以上の合計を０．０３〜　０．２％
ｃ群：Ｂを０．０００３〜０．０１０％
ｄ群：ＣａまたはＭｇのうち１種または２種を合計で０．００１〜０．０１％
（７）第７の発明は、前記（１）〜（６）のいずれかに記載の熱延鋼材に電気めっき又は溶融めっきが施されていることを特徴とする衝撃特性に優れた歪時効硬化型熱延めっき鋼材である。
【００２０】
更に本発明は、衝撃特性に優れた歪時効硬化型熱延鋼材の製造方法であって、
（８）第８の発明は、前記（１）、（５）又は（６）記載の組成からなる鋼スラブを、スラブ加熱温度１０００〜１２７０℃に加熱し、粗圧延をした後、Ａ１　〜１０００℃で仕上げ圧延を終了し、空冷、水冷あるいはこれら２種の冷却方法の組み合わせによりＡ１　温度〜１００℃間を平均冷却速度０．０１〜３０℃／ｓで冷却することを特徴とし、
（９）第９の発明は、（１）、（５）又は（６）記載の組成からなる鋼スラブを、スラブ加熱温度１０００〜１２７０℃に加熱し、粗圧延をした後、Ａ１　〜１０００℃で仕上げ圧延を終了し、空冷、水冷あるいはこれら２種の冷却方法の組み合わせによる冷却の後、Ａ１　温度〜１００℃間で巻取ることを特徴とする。
【００２１】
（１０）第１０の発明は、前記（１）、（５）又は（６）記載の組成からなる鋼スラブを、スラブ加熱温度１０００〜１２７０℃に加熱し、粗圧延をした後、Ａ１　〜１０００℃で仕上げ圧延を終了し、空冷、水冷あるいはこれら２種の冷却方法の組み合わせにより室温まで冷却したのち、１００℃〜Ａ１　温度の間で再加熱処理を行うことを特徴とし、
（１１）第１１の発明は、前記（８）〜（１０）の何れかに示した製造工程に続いて、伸び率：０．５〜４０％の調質圧延またはレベラー加工を施すことを特徴とする。
【００２２】
実際の成形加工においては、予歪量やその変形モード（引張か圧縮か、あるいは１軸引張か２軸引張か等）は部材の場所ごとに異なるが、本発明者らが様々な成形加工形式と歪み時効硬化挙動と衝撃特性との関係を詳細に検討した結果、２％の引張歪みで変形部の特性が良く代表できることを突き止めた。この知見を元に、本発明では、変形部分の予変形量として引張歪２％に定めて評価するものとする。なお、未変形部分とは素材を成形加工し、構造部材とする際の付加歪みがゼロであることを意味し、鋼材素材の製造中に付加されるロール圧延やダイス圧延による変形が加わっていても構わない。降伏強度については、耐衝撃特性と相関がある下降伏強度を指すものとする。ＹＳ＿ＢＨ０値、ＹＳ＿ΔＢＨ値、ＴＳ＿ΔＢＨ値の定義の模式図を図１に示す。
【００２３】
焼付塗装条件としては、実施例においては標準で用いられている１７０℃×２０分の熱処理でその評価を行った。ただし、本発明が有効な成形加工後の焼付塗装条件は、１７０℃×２０分に限定されるべきものではなく、ＹＳ＿ＢＨ０として３０ＭＰａ以上が得られるのであれば、焼付温度が１７０℃以下、例えば１００℃の低温焼付条件でも、また焼付時間も２０分以下の短時間保持でも本発明の目的を達成することができる。
【００２４】
本発明において「炭素・窒素原子集合体」とは、炭素あるいは窒素から構成される原子集合体であり、炭素原子と窒素原子を合わせて５個以上の原子からなるものを指す。また「フェライト」とは、下記の非特許文献１に示すようなポリゴナルフェライト組織、擬ポリゴナルフェライト組織、あるいはＭ／Ａ複合体を含むグラニュラーベイニティックフェライト組織を指す。
【００２５】
【非特許文献１】
ＩＳＩＪ　ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ、３５巻（２００２），９４１〜　９４４頁
【００２６】
鋼中のＣｕの分析方法については、０．００２％を超える濃度の場合はスパーク放電発光分光分析法を用いることが簡易で好適であるが、０．００２％以下の場合には、ＩＣＰ発光分析法あるいは２次イオン質量分析法を用いる必要がある。なお、ＩＣＰ発光分析法を用いる場合には、ｓｏｌ．Ｃｕとｉｎｓｏｌ．Ｃｕを併せた全Ｃｕ量を測定する必要がある。
【００２７】
上記した本発明の熱延鋼材は各種めっき用原材として好適である。めっき層の形成は電気めっき法、溶融めっき法のいずれでも良く、めっきの主成分としては亜鉛、クロム、錫、ニッケルが例として挙げられる。
また本発明鋼は、優れた耐衝撃性の他に構造部材として成形加工したときに優れた耐疲労特性を有する特徴を併せ持つ。
【００２８】
【発明の実施の形態】
以下に、本発明について詳細に説明する。
まず成分の限定理由について説明する。成分含有量は質量％である。
Ｃ：Ｃは鋼の歪み時効硬化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。しかし、０．０００５％未満であると未変形部分における塗装焼付処理前後の降伏強度の変化量（ＹＳ＿ＢＨ０）＝３０ＭＰａ以上が達成できない。また、０．２％を超えると耐衝撃特性が急激に悪化し、また溶接性も低下する。このため本発明ではＣの範囲を０．０００５〜０．２％に限定した。
【００２９】
Ｓｉ：Ｓｉは鋼材のミクロ組織および強度の調整に用いられるので、０．００１％以上含有するものとする。しかしながら、２．０ｗｔ％を超えると熱延時の脱スケール性の悪化や、疲労特性の悪化を招く。従ってＳｉ含有量を２．０％以下の範囲に制限した。
【００３０】
Ｍｎ：Ｍｎは鋼材のミクロ組織および強度の調整に用いられるので、０．００１％以上含有するものとする。しかしながら、２．０％を超えると成形加工性の劣化を招く。従って、Ｍｎ含有量を２．０％以下の範囲に制限した。Ｓの熱間脆性を抑制させる意味では、０．００５％以上の添加が望ましい。
【００３１】
Ｐ：不純物であるＰは鋼材の強度の調整に用いられる。しかしながら、０．２％を超えると成形加工時の割れを起こす可能性があるので、Ｐ含有量の範囲を０．２％以下とした。
【００３２】
Ｓ：不純物であるＳはＭｎＳ、ＣｕＳとして鋼中に存在させ、結晶粒径の制御を通じて鋼材の強度・延性の調整に用いられる。また粒内に微細に分布させることで塗装焼付熱処理中に鋼中に再析出するＣおよびＮの供給源としても作用する。しかしながら、０．０１５％を超えると熱間脆性を起こす可能性があるので、その範囲を０．０１５％以下に限定した。
【００３３】
Ａｌ：Ａｌの重要な作用として、塗装焼付処理前にフェライト粒内にＡｌ（ＮＣ）として析出していると、塗装焼付処理時に再析出する炭素・窒素集合体あるいは炭窒化物形成のＮ、Ｃ供給源として作用し、その結果Ｃｕと同時添加することで未変形領域のＢＨが大きくなる。しかしながら、Ａｌの添加量が０．００２％未満であるとＡｌ（ＮＣ）として析出しないため、ＮとＣの供給源としては作用せず、２．０％を超えると鋼材の表面性状を悪化させ疲労特性を悪化させるので、その適正添加範囲を０．００２％〜２．０％とした。
【００３４】
Ｎ：Ｎは鋼の歪み時効硬化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。しかし、０．０００５％未満であると未変形部分における塗装焼付処理前後の降伏強度の変化量（ＹＳ＿ＢＨ０）＝３０ＭＰａ以上が達成できない。また、０．２％を超えると耐衝撃特性が急激に悪化し、また溶接性も低下する。このため本発明ではＮの範囲を０．０００５〜０．２％に限定した。
【００３５】
Ｃｕ：Ｃｕは塗装焼付工程中にフェライト粒内に析出する炭窒化物、あるいは炭素および窒素からなるクラスター（集合体）の核生成サイトを与えると考えられ、本発明において重要な構成元素の一つである。Ｃ量とＮ量の和に対して０．１倍以上の添加で効果が認められるが、含有量で２．０％を超えるとＣｕの熱間脆性による鋼材の表面割れが顕著になり、また添加量が０．００１％未満であると上　記クラスター核生成サイトを与えない。従って、Ｃｕ含有量の範囲を０．００１〜２．０％の範囲に、またＣｕ量の適正値を（Ｃ量＋Ｎ量）の０．１倍以上に制限した。なお、塗装焼付工程中に安定的により多くの鉄炭窒化物・クラスターの核生成サイトを与えるという観点からは、Ｃｕ含有量は（Ｃ含有量＋Ｎ含有量）の等量（１倍）以上にするのが好適である。
【００３６】
本発明では、上記組成に加えて、Ｎｉの適正量を含有するのが好ましい。
Ｎｉ：ＮｉはＣｕ添加に起因する熱間脆性の抑制とミクロ組織の制御に用いられるので０．１％以上含有することが好ましい。一般的に、添加Ｃｕ量と等量のＮｉを添加するとＣｕによる顕著な熱間割れを抑制できる。従って、その適正添加範囲を２．０％以下に限定した。
【００３７】
本発明では、上記した組成に加えて、更にａ群〜ｄ群のうちの１群または２群以上を含有しても、本発明の目的を達成することができる。
ａ群：Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗの１種または２種以上の合計を０．１〜２．０％。
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗは炭窒化物形成元素であり、これらの元素の合計を０．１％以上含有することにより、熱間圧延中、冷却中、あるいは再加熱中に主に炭窒化物として析出させることで、鋼材の強度を調整するのに用いられる。またフェライト粒内に炭窒化物として分布することで、塗装焼付熱処理中に鋼中に再析出するＣおよびＮの供給源として作用する。しかしながら、合計で２．０％を超えると成型加工性の劣化を招く。従って、その合計量の範囲を０．１〜２．０％とした。
【００３８】
ｂ群：Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｔａのうち１種または２種以上の合計を０．００３〜０．２％。
Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｔａは炭窒化物形成元素であり、鋼材のミクロ組織およびＣ量、Ｎ量を調整するのに用いられるので、１種又は２種以上の合計を０．００３％以上含有することが好ましい。またフェライト粒内に炭窒化物として分布することで、塗装焼付熱処理中に鋼中に再析出するＣおよびＮの供給源として作用する。しかしながら、合計で０．２％を超えると、成型加工性の劣化を招く。従って、その合計量の範囲を０．２％以下とした。
【００３９】
ｃ群：Ｂを０．０００３〜０．０１０％。
Ｂは０．０００３％以上含有することにより粒界に偏析し、Ｐによる２次加工割れを抑制する効果があり、さらに成形加工性を改善させる効果がある。しかし、０．０１０％を超えると粒界に粗大析出物を形成して、加工割れが発生する。従って、その範囲を０．０００３〜０．０１０％と限定した。
【００４０】
ｄ群：ＣａまたはＭｇのうち１種または２種を合計で０．００１〜０．０１％。
ＣａおよびＭｇは介在物の形態、分布の制御に用いる元素であり、１種又は２種以上を合計で０．００１％以上含有することが好ましい。しかしながら、合計の含有量が０．０１％を超えると、成型加工性の悪化の原因となる。そのため、合計量の範囲を０．００１〜０．０１％とした。
【００４１】
本発明の熱延鋼材では、上記した成分以外の残部はＦｅおよび不可避的不純物である。不可避的不純物として、Ｏは非金属介在物を形成し品質に悪影響を及ぼすので、０．０１％以下にするのが望ましい。
【００４２】
本発明に係る熱延鋼材は塗装焼付工程においてフェライト中に微細炭窒化物あるいは炭素窒素集合体を形成させることが必要であるため、フェライト面積率を５０％以上、好ましくは８０％以上とする。フェライト面積率が１００％でも本発明の効果を奏することができる。残部組織はマルテンサイト、オーステナイト、ラス状ベイナイト、パーライトの１種又は２種以上を含有しても良い。
本発明の組織とするためには、本発明の範囲内にあるように焼き入れ性の小さい成分系とし、熱間加工プロセスにおいて８００℃と５００℃間の平均冷却速度を０．０５〜３０℃／ｓにすることにより得ることができる。
【００４３】
フェライト面積率は圧延方向に平行する断面（Ｌ断面）について、ナイタール液を用いて組織を現出し、次いで光学顕微鏡を用いてミクロ組織を観察した際の明部をフェライト組織と定義し、その部分の面積率を画像解析装置により求める。
【００４４】
次に、フェライト粒内における炭素・窒素集合体、炭窒化物析出物の合計の分布密度については、分布密度がμｍ３　あたり１００個未満であるとＹＳ＿ＢＨ０＝３０ＭＰａ以上の降伏強度上昇が得られなかった。一方、１００００個を超えるような材料は成形加工前の鋼材の常温非時効性が極めて悪いという特徴を有していた。従って、その範囲を体積密度で１００〜１００００μｍ−３以上に限定した。
【００４５】
なお、クラスターあるいは析出物分布の定量方法としては、直径で約５ｎｍ以上の析出物についてはその大きさに応じて走査型分析電子顕微鏡あるいは透過型分析電子顕微鏡での定量が好適であるが、それ以下の大きさのクラスター、析出物については３次元アトムプローブ電界イオン顕微鏡法（３ＤＡＰ）による定量が好適である。３ＤＡＰによるクラスター有無の判定方法としては、データを３次元原子マップで表示した時に１ｎｍ３　の体積の中に炭素原子と窒素原子が合計で５個以上含む領域をクラスターと判断する方法が簡易で好適である。
【００４６】
なお、炭素・窒素原子集合体とは、炭素のみから構成されていても、窒素のみから構成されていても、炭素と窒素の両方から構成されていても、その強度に及ぼす効果に大きな差違はない。炭窒化物の種類としては、Ｆｅが主成分のものがＣ、Ｎの供給源として好適であるが、Ａｌ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｔａのうち一種が主成分のものでも同様の供給作用を有する。また炭化物でも窒化物でも炭窒化物の何れでも同様の効果が得られる。
【００４７】
次に、焼付硬化量の差の限定理由について説明する。未変形部分における塗装焼付処理前後の降伏強度変化量ＹＳ＿ＢＨ０が３０ＭＰａ未満であると成形部材の衝撃圧壊変形時に不安定変形を示し衝撃吸収エネルギーも低下する傾向にある。また材料成形加工後において２％変形部分の焼付硬化量と未変形部分の焼付硬化量の差がＹＳ＿ΔＢＨで９０ＭＰａを超えるかあるいはＴＳ＿ΔＢＨで５０ＭＰａを超えると、同様に成形部材の衝撃変形時に不安定変形を示し衝撃吸収エネルギーも低下する。従って、未変形部分における塗装焼付処理前後の降伏強度変化量ＹＳ＿ＢＨ０は３０ＭＰａ以上に制限し、材料成形加工後において変形が加わった部分の焼付硬化量と未変形部分の焼付硬化量の差については、ＹＳで９０ＭＰａ以下かつＴＳで５０ＭＰａ以下に限定した。
【００４８】
一方、未変形部分における塗装焼付処理前後の降伏強度変化量ＹＳ＿ＢＨ０の上限は特に定めることなく本発明の効果を奏することができるが、常温非時効性確保のためには、１５０ＭＰａ以下とすることが好ましい。また、材料成形加工後において変形が加わった部分と未変形部分の降伏強度ＹＳ、引張強度ＴＳの差の下限については、特に定めることなく本発明の効果を奏することができ、その差の値は３０ＭＰａであることがより好ましい。
【００４９】
次に、製造方法の限定理由について説明する。
スラブ加熱温度が１０００℃未満では、鋳造インゴット中に存在する炭窒化物が十分に溶解せず、その後の工程における組織制御が難しくなる。また１０００℃未満では、鋳造マクロ偏析が残留するため、鋼材組織が不均一化し、優れた衝撃特性あるいは疲労特性を達成することが難しい。そのため、その加熱温度の範囲を１０００℃以上に限定した。なお、炭窒化物の溶解をより進行させ、Ａ１　温度以上の最終仕上圧延の温度を確保するために、１１００℃以上の加熱がより好ましい。一方、スラブ加熱中の鋼材酸化防止のためには、加熱温度を１２７０℃以下とする必要がある。
【００５０】
スラブ加熱後の粗圧延の条件は特に規定する必要はなく、常法に従って行えばよい。続いて行う仕上げ圧延については、圧延パスの回数、各パスの温度・圧下率については特に規定する必要はなく常法に従い、成分に応じて所望のミクロ組織を得るように条件を選択すればよい。しかし、本発明においては析出した炭窒化物に圧延を加えて析出物を不安定化させ、電着焼付塗装熱処理中に再析出する炭素・窒素集合体あるいは炭窒化物のＣ、Ｎ供給源とさせることが重要な条件の一つであるため、多くの炭窒化物がまだ析出しない１０００℃を超える温度で仕上げ圧延を終了してしまうと、未変形部分において３０ＭＰａ以上の降伏強度上昇が得られない場合がある。従って、最終仕上げ圧延温度については１０００℃以下の範囲に制限した。一方、鋼材の生産性を低下させないためには、最終仕上げ圧延温度はＡ１　温度以上とする必要がある。
【００５１】
なお、熱間加工時に潤滑圧延を行うことは材質の均質化を図る上で有効である。その場合、摩擦係数は０．１〜０．５の範囲が好ましい。材質の不均一を少なくすることは疲労特性および耐衝撃性向上の観点から好ましい。
【００５２】
仕上げ圧延後の冷却方法については特に規定する必要が無く、水冷、空冷およびこの２種の組み合わせにより行えばよい。ただし仕上げ圧延後に巻取処理を行わない場合には、Ａ１　温度〜１００℃間を平均値で３０℃／ｓを超える速度で冷却を行うと、ＣあるいはＮ供給源になりうる微細炭窒化物の析出が起こらず、その結果、未変形部分において３０ＭＰａ以上のＢＨ量が得られない場合がある。従って、巻取処理を行わない場合のＡ１　温度〜１００℃間の平均冷却速度を３０℃／ｓ以下に制限した。一方、粗大炭窒化物形成の抑制および微細分散化の達成のために、平均冷却速度を０．０１℃／ｓ以上とする。
【００５３】
巻取工程を行う場合は、１００℃未満であると電着焼付塗装熱処理中に再析出する炭素・窒素集合体あるいは炭窒化物のＣ、Ｎ供給源になりうる炭窒化物が十分に析出しないため、巻取温度の範囲を１００℃以上に制限した。一方、粗大炭窒化物形成の抑制および微細分散化達成のために、巻取温度をＡ１　温度以下とした。巻取工程中においてフェライト粒内に微細に炭窒化物を析出させておくほど、塗装焼付工程時に未変形部でより大きな降伏強度上昇（ＹＳ＿ＢＨ０）が得られるので、巻取温度は５５０℃以下で行うことがより好適である。
【００５４】
冷却の後、再加熱処理を行う目的は、フェライト粒内にＣあるいはＮ供給源になりうる炭窒化物を析出させるためである。１００℃未満であると炭窒化物の析出がおこらず、またＡ１　温度を超えるとその前工程で析出していた炭窒化物の溶解が始まってしまう。従って、その温度範囲を１００℃〜Ａ１　温度に制限した。再加熱工程中においてフェライト粒内に微細な炭窒化物を高い分布密度で析出させておくほど、塗装焼付工程時に未変形部でより大きな降伏強度上昇（ＹＳ＿ＢＨ０）が得られるので、再加熱温度は５５０℃以下で行うことがより好適である。
【００５５】
本発明では、析出させた炭窒化物をより不安定化させるために、一連の熱延工程に続いてさらに伸び率０．５〜４０％の調質圧延、またはレベラー加工または矯直加工を施すことがより好ましい。調質圧延またはレベラー加工を施すことにより、未変形部分のΔＢＨ量をより安定的に向上させることができる。なお、析出物が不安定化するとは、析出物が加工時に導入される加工転位と相互作用することによって、析出物の構造中に欠陥が導入されエネルギー的に不安定化すること、あるいは析出物周囲に欠陥が導入され界面エネルギーが上昇しその結果析出物がエネルギー的に分解されやすい状態になることを意味する。
【００５６】
未変形部分のΔＢＨ量向上という観点からは調質圧延量が大きい方がより好ましい。伸び率が０．５％未満であると析出物を不安定化させる効果は小さく、また４０％を超えると鋼材の延性が低下する。従って、調質圧延における伸び率の範囲を０．５〜４０％の範囲に制限した。
【００５７】
【実施例】
次にこの発明を実施例により詳細に説明する。
表１に示す成分のスラブを粗圧延で３０ｍｍ厚にした後に、表２に示す条件で加工熱処理をした。このようにして得られた鋼材について、引張試験、ＢＨ試験、衝撃試験、疲労試験および組織観察を行った。各試験、観察の条件を以下に示す。
【００５８】
引張試験はＪＩＳ１３Ｂ試験片を用い、歪み速度１０−３／ｓの条件で行った。ＢＨ試験は、次の２つの試験を行った。第１の試験は未変形部分の特性を評価するためであり、１７０℃×２０分間の塗装焼付処理相当の時効処理を施した後、引張試験を行い、降伏強度および引張強度を測定した。ついで、この降伏強度および引張強度と、熱延ままの材料の降伏強度と引張強度の差、すなわちＹＳ＿ＢＨ０とＴＳ＿ＢＨ０（図１参照）を求めた。
【００５９】
第２の試験は変形部分の特性を評価するためであり、２％の引張予歪みを付加した後、一旦除荷し、１７０℃×２０分間の塗装焼付処理相当の時効処理を施した後、引張試験を行い、降伏強度および引張強度を測定した。ついで、この降伏強度および引張強度と、熱延ままの材料の降伏強度と引張強度の差、すなわちＹＳ＿ＢＨ２とＴＳ＿ＢＨ２（図１参照）を求めた。最後に、ＹＳ＿ＢＨ２とＹＳ＿ＢＨ０の差を求め、変形部分と未変形部分の降伏強度上昇量の差ＹＳ＿ΔＢＨとした。また同様にして、ＴＳ＿ＢＨ２とＴＳ＿ＢＨ０の差を求め、それを変形部分と未変形部分の引張強度上昇量の差ＴＳ＿ΔＢＨとした。
【００６０】
耐衝撃特性は、歪み速度１０３　／ｓの高速引張を行い、応力−歪み曲線図を作成した後、歪み量２０％までの積分値を求め、吸収エネルギーを求めることにより評価した。１７０℃×２０分間の塗装焼付処理相当の時効処理を施したもの　　（未変形部分に相当）の吸収エネルギーＥ０と、２％の引張予歪みを付加した後、一旦除荷し１７０℃×２０分間の塗装焼付処理相当の時効処理を施したもの（変形部分に相当）の吸収エネルギーＥ２を求め、さらにその比Ｅ２／Ｅ０を算出し、衝突変形特性と変形の安定性の指標とした。この値が小さいほど、変形部と未変形部の特性差が小さいことを意味し、部材にしたときに安定的に良好な衝撃圧壊特性が得られることを示している。
【００６１】
疲労試験は、熱延鋼板から疲労試験片を採取した後、１７０℃×２０分間の塗装焼付処理相当の時効処理を施したものと、２％の引張予歪みを付加した後一旦除荷し、１７０℃×２０分間の塗装焼付処理相当の時効処理を施したものを用い、疲労試験を行った。Ｓ−Ｎ曲線からそれぞれの疲労限（２×１０６　回）を求め、次いで、両者の疲労限の差と１７０℃×２０分間の塗装焼付処理相当の時効処理を施した材料の疲労限の比を算出し、疲労特性の指標とした。この値が小さいほど、変形部と未変形部の特性差が小さいことを意味し、部材にしたときに安定的に良好な疲労特性が得られることを示している。
【００６２】
１７０℃×２０分間の塗装焼付処理相当の時効処理を施した試験材のフェライト粒内のクラスターあるいは析出物分布は直径で約５ｎｍ以上の析出物については透過型分析電子顕微鏡で観察を行い、それ以下の大きさのクラスター、析出物についてはアトムプローブ電界イオン顕微鏡法によりその分布の観察を行った。３ＤＡＰにおいては、データを３次元原子マップで表示した時に１ｎｍ３　の体積の中に炭素原子と窒素原子が合計で５個以上含む領域をクラスターと判断し、クラスターあるいは析出物の分布を体積密度として求めた。これらの試験結果を表３に示す。
【００６３】
表３に示すように、変形が加わった部分の焼付硬化量と未変形部分の焼付硬化量の差ＹＳ＿ΔＢＨが９０ＭＰａを超えるか、ＴＳ＿ΔＢＨで５０ＭＰａを超えるか、あるいは未変形部分における塗装焼付処理前後の降伏強度変化量（ＹＳ＿ＢＨ０）が３０ＭＰａ未満である場合には、変形部分と未変形部分の耐衝撃特性の差が大きくなり（すなわち吸収エネルギー比が大きくなり）、実部材としての衝撃特性は劣化する傾向になる。実際に、Ｅ２／Ｅ０と実部材の圧壊形態の間には相関関係があり、Ｅ２／Ｅ０が１．２を超えると角柱の高速圧壊試験において倒壊等の不安定圧壊を示し、耐衝撃特性が悪化していた。同様の傾向が疲労特性についてほぼ当て嵌まる。
【００６４】
鋼材Ｎｏ．２は鋼材のＡｌ量が発明範囲以下であるために未変形部分において十分なＹＳ＿ＢＨ０が得られなかった例である。鋼板Ｎｏ．５、Ｎｏ．８、Ｎｏ．２０、Ｎｏ．２２、Ｎｏ．２４はＣｕの添加量が（Ｃ＋Ｎ）量に対して十分でなかったために、十分なＹＳ＿ＢＨ０が得られないか、ＹＳ＿ΔＢＨが大きくなりすぎた例である。また鋼板Ｎｏ．１７は仕上げ圧延後においてＡ１　→１００℃間の平均冷却速度が本発明範囲よりも大きかったためフェライト粒内で炭窒化物の析出が十分に起こらず、その結果十分なＹＳ＿ＢＨ０が得られなかった例である。
【００６５】
【表１】
2004100020.tif 000002
【００６６】
【表２】
2004100020.tif 000003
【００６７】
【表３】
2004100020.tif 000004
【００６８】
【表４】
2004100020.tif 000005
【００６９】
【発明の効果】
本発明は、電着塗装焼付処理を施す自動車用の構造部材・足廻り部材・パネル部材用途、電機製品用内外板パネル、建築物等の構造物用途に好適な、良好な加工性を有しかつ実部材として使用したときに優れた衝撃特性を呈する歪時効硬化型熱延鋼材素材を安価に提供することができ工業的に価値が高い。さらに優れた耐衝撃性に加えて、優れた疲労特性を併せ持つ部材を提供できることから、自動車や構造物の安全性向上に格段の効果を有する。
【図面の簡単な説明】
【図１】ＹＳ＿ＢＨ０値、ＹＳ＿ΔＢＨ値、ＴＳ＿ΔＢＨ値の定義の模式図
【図１】
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