(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％で、Ｃ≦０．１％、Ｓｉ≦０．５％、Ｍｎ：１〜２％、Ｐ≦０．０６％、Ｓ≦０．００５％、Ａｌ≦０．１％、Ｎ≦０．００６％、Ｃｒ：０．０４〜０．５％、Ｍｏ：０．０５〜０．６％、Ｔｉ：０．０２〜０．１０％、Ｎｂ≦０．０８％を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、体積率で９５％以上のフェライト組織に、原子比でＴｉ／Ｍｏ≧０．１を満たす範囲でＴｉおよびＭｏを含む炭化物が分散析出してなることを特徴とする材質均一性に優れた高成形性高張力熱延鋼板。
【請求項２】
Ｓｉ＋Ｍｏ≦０．５％を満たすことを特徴とする請求項１に記載の材質均一性に優れた高成形性高張力熱延鋼板。
【請求項３】
Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏを以下の（１）式を満足するように含有することを特徴とする請求項１または請求項２に記載の材質均一性に優れた高成形性高張力熱延鋼板。
０．５≦（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）｝≦１．５  …（１）
ただし、上記（１）式中、Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏは各成分の重量％を表す。
【請求項４】
表面に溶融亜鉛系めっき皮膜を有することを特徴とする請求項１から請求項３のいずれか１項に記載の材質均一性に優れた高成形性高張力熱延鋼板。
【請求項５】
請求項１から請求項３のいずれかの成分組成を有する鋼をオーステナイト単相域の温度に加熱後、熱間圧延を行うにあたり、８８０℃以上で仕上圧延を完了し、５５０〜７００℃で巻取ることを特徴とする材質均一性に優れた高成形性高張力熱延鋼板の製造方法。
【請求項６】
請求項１から請求項４のいずれかに記載の鋼板からなる部材を準備する第１の工程と、前記部材にプレス成形を施して所望の形状のプレス成形品に加工する第２の工程とを有する高成形性高張力熱延鋼板の加工方法。
【請求項７】
前記プレス成形品は、自動車用部品である請求項６に記載の高成形性高張力熱延鋼板の加工方法。
【請求項８】
請求項１から請求項４のいずれかに記載の鋼板により製造された自動車用部品。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、自動車等の輸送機に使用される部材に適した、材質均一性に優れた高成形性高張力熱延鋼板ならびにその製造方法および加工方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年、自動車を代表する輸送機分野において、燃費向上を目的に車体の軽量化が検討されている。この車体軽量化の検討の一つとして、使用鋼板の高強度化が推進されている。従来より、高強度鋼板として、Ｃ，Ｍｎ，Ｓｉの固溶強化と、Ｔｉ，Ｎｂの析出強化を複合した製造コストの低い鋼板が用いられてきたが、Ｃを０．１２〜０．１５％含有するため、鋼中にセメンタイトが多く析出し延性が乏しく、自動車用部材のような難加工材ではプレス割れを起こしていた。
【０００３】
このようなプレス割れを回避する高成形性高張力熱延鋼板として、特開平６−１７２９２４号公報にはＳｉで炭化物析出を抑制するとともに、Ｃｒ添加量制限で低温変態相生成を抑制し、組織をベイナイティックフェライト単相とし、さらにＮｉ，Ｍｏを固溶強化元素として用いたＴｉ添加高伸びフランジ加工性高張力熱延鋼板が開示されている。しかしながら、この技術の根幹をなすラス間に炭化物析出をともなわないラス状組織であるベイニティックフェライト組織では、Ｔｉ添加量を炭窒化物形成限界以下に制限していることから、Ｔｉと結合しないＣをベイニティックフェライト中に過飽和に固溶させなければならない。このため、炭化物析出駆動力が高い状態であることから添加成分の微妙な増減や熱延条件に対して炭化物析出の感受性が著しく強く、通常起こりうる幅方向の温度変動に対しても炭化物が容易に析出するようになり、幅方向で部分的に加工性が急激に劣化するのが現状である。
【０００４】
また、特開平７−１１３８２号公報には、Ｃと結合するＴｉ，Ｎｂ量をＣに対して原子比で０．５以上添加し、固溶Ｔｉ，Ｎｂで熱間圧延後のフェライト核生成を抑制することで組織をアシキュラーフェライトとし、さらにＣｒ，Ｍｏの固溶強化で強度を調整した高伸びフランジ性熱延鋼板が開示されている。しかしながら、この技術におけるアシキュラーフェライト組織の熱延鋼板は８４３ＭＰａの強度で伸びが１５％であり、伸びが高いことが要求される張り出し成形に対しては延性が未だ十分ではなく、このような特性の熱延鋼板に対し実際に張り出し成形を行うと割れが生じてしまう。さらに、ただ単に極低炭素鋼にＴｉ、Ｎｂを添加し、固溶Ｔｉ、Ｎｂ量を十分確保してもアシキュラーフェライト組織は得られないように、Ｔｉ、Ｎｂによる組織のアシキュラー化効果は極めて小さく、この技術では多少の製造条件の変動でアシキュラーフェライトが得られなくなってしまう。
【０００５】
一方で、高加工性と高強度化をＴｉ，Ｎｂ，Ｖ，Ｍｏの微細化効果で実現する方法が特開平１１−１５２５４４号公報に開示されている。しかし、この技術では粒径を２μｍ以下にすることから、伸びの劣化は避けられずやはり張り出し成形で割れが生じてしまう。また、粒径があまりにも微細なため、粒成長性が極めて大きく、通常起こりうる幅方向の熱延条件の変動で２μｍを超える粒が部分的に生じて混粒組織となり、加工性が急激に劣化するのが現状である。
【０００６】
さらに、特開平６−２００３５１号公報には、ポリゴナルフェライトに対するパーライトや低温変態相の面積比が１５％以下でポリゴナルフェライト中にＴｉＣが分散した組織を有し、かつ、Ｍｏの固溶強化で強度調整を行った伸びフランジ性が優れた高強度熱延鋼板が開示されている。しかしながら、この鋼板では、ＴｉＣの析出温度が狭範囲なため、幅方向センターでは加工性が良好でも、エッジでは規定の強度を下回り、延性が著しく劣化するのが現状である。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
このように従来技術では、加工性に優れた高張力熱延鋼板が提案されているものの、コイル内の引張特性の変動が大きかったり、通常起こりうる製造条件の変動で加工性が劣化してしまう等、工業生産に適さないのは明らかである。
【０００８】
本発明はかかる事情に鑑みてなされたものであって、コイル内材質変動、特に幅方向の材質変動が最小限であり、工業的に実用可能な材質均一性に優れた高成形性高張力熱延鋼板ならびにその製造方法および加工方法を提供することを目的とする。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、従来技術では解決されない熱延ランナウトテーブルからコイラにかけてのセンターとエッジの冷却履歴の違いによる幅方向の材質変化や圧延速度の変化で生じるランナウトテーブル上のストリップの冷却速度変化などが原因となるコイル内の長手方向の材質変動を小さくするために鋭意研究を重ねた結果、上記従来技術に示すラス状組織でもベイニティックフェライトでも２μｍ以下の微細粒でもなく、図１の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）写真で示すフェライト単相組織をある範囲のＴｉ／Ｍｏ原子比をもつ微細析出物で強化した鋼により材質変動が低減されることを見出した。また、このような組織とすることにより、従来不可欠であったＳｉの添加を極力低減することが可能となり、表面性状を悪化させるＳｉに起因する赤スケールの生成も抑制することができることも見出した。
【００１０】
なお、本発明では図１に示す組織をフェライトと呼称し、以下の説明におけるフェライトも図１に示す組織を指すものとする。
【００１１】
本発明はこのような知見に基づいてなされたものであって、以下の（１）〜（８）を提供する。
【００１３】
（１）重量％で、Ｃ≦０．１％、Ｓｉ≦０．５％、Ｍｎ：１〜２％、Ｐ≦０．０６％、Ｓ≦０．００５％、Ａｌ≦０．１％、Ｎ≦０．００６％、Ｃｒ：０．０４〜０．５％、Ｍｏ：０．０５〜０．６％、Ｔｉ：０．０２〜０．１０％、Ｎｂ≦０．０８％を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、体積率で９５％以上のフェライト組織に、原子比でＴｉ／Ｍｏ≧０．１を満たす範囲でＴｉおよびＭｏを含む炭化物が分散析出してなることを特徴とする材質均一性に優れた高成形性高張力熱延鋼板。
【００１４】
（２）上記（１）において、Ｓｉ＋Ｍｏ≦０．５％を満たすことを特徴とする材質均一性に優れた高成形性高張力熱延鋼板。
【００１５】
（３）上記（１）または（２）において、Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏを以下の（１）式を満足するように含有することを特徴とする材質均一性に優れた高成形性高張力熱延鋼板。
０．５≦（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）｝≦１．５  …（１）
ただし、上記（１）式中、Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏは各成分の重量％を表す。
【００１６】
（４）上記（１）〜（３）のいずれかにおいて、表面に溶融亜鉛系めっき皮膜を有することを特徴とする材質均一性に優れた高成形性高張力熱延鋼板。
【００１７】
（５）上記（１）〜（３）のいずれかの成分組成を有する鋼をオーステナイト単相域の温度に加熱後、熱間圧延を行うにあたり、８８０℃以上で仕上圧延を完了し、５５０〜７００℃で巻取ることを特徴とする材質均一性に優れた高成形性高張力熱延鋼板の製造方法。
【００１８】
（６）上記（１）〜（４）のいずれかの鋼板からなる部材を準備する第１の工程と、前記部材にプレス成形を施して所望の形状のプレス成形品に加工する第２の工程とを有する高成形性高張力熱延鋼板の加工方法。
【００１９】
（７）上記（６）において、プレス成形品は、自動車用部品、特に自動車用足廻り部材である高成形性高張力熱延鋼板の加工方法。
【００２０】
（８）上記（１）から（４）のいずれかに記載の鋼板により製造された自動車用部品。
【００２１】
このような構成の本発明によれば、（１）図１のようなフェライト組織が形成され、セメンタイト等の製造熱履歴で形態が変化する粗大Ｆｅ炭化物の析出がないかもしくは最小限に抑制されること、および（２）Ｍｏの作用によりランナウトテーブル上のγ→α変態が遅延され、広い温度域で安定的に析出するＴｉ、Ｍｏを含む微細炭化物が巻取り時に進行するフェライト変態とともに析出するようになることにより、ランナウトテーブル上の温度変化やコイル内変動が生じても組織変動が抑えられ、材質均一性に優れた鋼板が得られる。また、実質的にフェライト組織にＴｉとＭｏとを含む微細な炭化物が分散析出するため、高成形性でかつ高強度が実現される。
【００２２】
さらに、本発明においては従来技術では所望の特性を得るために一定量以上必要であったＳｉを極力低減することが可能となり、表面性状を劣化させるＳｉに起因する赤スケールの生成を抑制することができる。
【００２３】
【発明の実施の形態】
以下、本発明について具体的に説明する。
本発明に係る熱延鋼板は、重量％で、Ｃ≦０．１％、Ｍｏ：０．０５〜０．６％、Ｔｉ：０．０２〜０．１０％を含み、体積率で９５％以上のフェライト組織に、原子比でＴｉ／Ｍｏ≧０．１を満たす範囲でＴｉおよびＭｏを含む炭化物が分散析出してなるものである。
【００２４】
マトリックスを体積率で９５％以上のフェライト組織としたのは、複合組織では２種以上の組織形成を制御しなければならず、材質均一性を実現するのが困難であるのに対し、体積率で９５％以上のほぼフェライト単相では複数の組織を同時に制御する困難性を解消することができるからである。たとえば、Ｆｅ炭化物はストリップやコイルの熱履歴により形態が変化し、これが多量に含まれていると材質変動の原因となる。
【００２５】
具体的には断面組織観察などにより体積％で９５％以上がフェライトとなっていればよい。好ましくは９８％以上である。また、微細析出物以外の粗大なＦｅ炭化物は体積％で１％未満であれば本発明の効果を損なうことがない。
【００２６】
巻取り時にフェライト変態させるには、通常ランナウト冷却時に起こるγ→α変態を巻取りまで遅延させる必要がある。そこで、本発明ではＭｏを添加し、フェライト変態を遅延させる。Ｍｏは同時にパーライト変態も遅延させ、したがって粗大なＦｅ炭化物の析出を抑制することができる。
【００２７】
マトリックスが体積率で９５％以上のフェライトからなる本発明の熱延鋼板では、微細析出物により強度を担保する。一般にＭｏはＭｏ２Ｃ炭化物を形成し、析出強化に寄与するが、Ｍｏ２Ｃの析出速度は遅いため、Ｍｏ単独では５５０ＭＰａ以上の高強度が実現しにくいうえに、巻取り後のコイル冷却時に析出するため、冷却速度の速いコイル外周部と中央部とでは強度が変化してしまう。そこで、巻取り前後までＭｏ炭化物の析出を促進するため、Ｔｉを添加するとともに、微細炭化物中に含まれるＴｉとＭｏとの比、Ｔｉ／Ｍｏを適切な範囲とすることにより、析出物の析出速度を適切な値に制御する。これにより析出物の析出速度を制御することができる理由は必ずしも明確ではないが、析出速度の速いＴｉ炭化物がＭｏを巻き込んで析出するためと思われる。微細炭化物中のＴｉ／Ｍｏの値が０．１未満では、拡散の遅いＭｏの含有率が高く、微細炭化物析出速度が遅くなり、材質変動を有効に低減することができない。したがって、Ｔｉ／Ｍｏの値を０．１以上とした。
【００２８】
次に、上記組成について説明する。
Ｃ≦０．１％
ＣはＴｉとＭｏを含む炭化物として固定され、鋼の強度を担うのに必要不可欠な元素である。しかし、含有量が０．１％を超えると粗大なＦｅ炭化物の生成や、島状マルテンサイトの生成により延性が劣化する。そのため、Ｃ量の上限を０．１％とした。Ｆｅ炭化物の生成量を低減する観点からは０．０６％以下が望ましい。一方、５４０ＭＰａ以上の強度を維持するためには０．０２％以上含有させることが望ましい。
【００２９】
Ｍｏ：０．０５〜０．６％
Ｍｏは、上述したように、ランナウトテーブル上でのフェライト変態を抑制し、組織形成に対するランナウトテーブル上の熱履歴の影響を低減し、同時にパーライト変態も遅延させ、粗大なＦｅ炭化物の析出を抑制する。また、Ｔｉとともに微細な炭化物を形成し、鋼の高強度化に寄与する。一方では後述するように、Ｓｉと合わさり表面性状に影響を与える。Ｍｏが０．０５％未満では、冷却中の粗大なＦｅ炭化物の析出を抑制することができず、また０．６％を超えるとベイナイト変態点やマルテンサイト変態点が上昇し、マトリックスがフェライトから低温変態相に変化してしまう。したがって、Ｍｏ含有量を０．０５〜０．６％とした。望ましくは０．５％以下である。
【００３０】
Ｔｉ：０．０２〜０．１０％
ＴｉはＭｏの炭化物形成を促進し、Ｍｏとともに微細炭化物を形成して鋼の強度を担う。しかし、０．０２％未満では微細析出物量が少なくなり、高強度を実現することができなくなり、一方、０．１０％を超えると変態点の著しい上昇を招くとともに、結晶粒微細化により粗大なＦｅ炭化物の析出を促進してしまう。したがって、Ｔｉ含有量を０．０２〜０．１０％とした。
【００３１】
本発明では上記組成および組織を満たしていれば所望の効果を奏することができるが、重量％で、Ｃ≦０．１％、Ｍｏ：０．０５〜０．６％、Ｔｉ：０．０２〜０．１０％を含む他、Ｓｉ≦０．５％、Ｍｎ：１〜２％、Ｐ≦０．０６％、Ｓ≦０．００５％、Ａｌ≦０．１％、Ｎ≦０．００６％、Ｃｒ：０．０４〜０．５％、Ｔｉ：０．０２〜０．１０％、Ｎｂ≦０．０８％を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるものであることが好ましい。また、Ｓｉ＋Ｍｏ≦０．５％を満たすことがより好ましい。以下に上記Ｃ、Ｍｏ、Ｔｉ以外の成分について説明する。
【００３２】
Ｓｉ≦０．５％、Ｓｉ＋Ｍｏ≦０．５％
Ｓｉは固溶強化元素としてよく用いられてきた。しかしながら、Ｓｉは赤スケールを生成し、表面性状を劣化させてしまう。したがって、Ｓｉ量は０．５％以下が好ましい。また、本発明で添加されるＭｏによりスケール地鉄界面にＭｏが濃化し、赤スケール部の鋼板表面の凹凸が助長されるため、０．２％以下がより好ましい。
【００３３】
このようなＳｉ量およびＭｏ量と赤スケールによる表面状態への影響との関係を実験結果に基づいて説明する。重量％でＣ≒０．０５％、Ｐ≒０．０１％、Ｓ≒０．００２％、Ａｌ≒０．０４％、Ｎ≒０．００３％を含み、Ｓｉ：０．０５〜０．６５％、Ｍｏ：０．０５〜０．６５％まで変化させた鋼を溶製し、熱間圧延を行った。仕上温度は８９０℃、巻取温度は６００℃とした。酸洗後の表面性状を目視で評価した結果を図２に示す。表面に赤スケールに起因する圧延方向にのびた模様が認められないものを◎、若干認められるが実用上問題ないものを○、模様が著しく実用上問題となる場合を×とした。Ｓｉが０．５％以下、Ｍｏが０．７％以下およびＳｉ＋Ｍｏ≦０．７の領域で実用上問題がなく、さらにＳｉ＋Ｍｏが０．５％以下のとき良好な表面性状であることが分かる。また、Ｓｉ量が０．２％以下であれば、Ｍｏ量が上限の０．５％以下のときに実用上問題ないことがわかる。以上より、表面性状を良好にする観点から、Ｓｉ量が０．２％以下が好ましく、また、Ｍｏ量との関係においてＳｉ＋Ｍｏ≦０．５とすることが特に好ましい。
【００３４】
Ｍｎ：１〜２％
Ｍｎは固溶強化元素として使用される。しかし、１％未満では延性の劣化と材質変動をもたらすパーライトの生成を抑制できず、また、５４０ＭＰａ以上の強度が得難くなる。一方、２％を超えると硬質低延性の低温変態相が生成する。したがって、Ｍｎ量は１〜２％が好ましい。
【００３５】
Ｐ≦０．０６％
Ｐは固溶強化元素であるが、０．０６％を超えて添加されると粒界への著しい偏析を招き延性が劣化するので、０．０６％以下が好ましい。
【００３６】
Ｓ≦０．００５％
ＳはＭｎＳ、ＴｉＳとして固定される。このためＳは材質特性に有効に作用するＭｎ、Ｔｉ量を低減させ、また延性も低下させることから、０．００５％以下が好ましい。
【００３７】
Ａｌ≦０．１％
鋼中Ａｌは脱酸剤として使用される。しかし、その含有量が０．１％を超えると鋼の延性低下を招くことから、０．１％以下が好ましい。
【００３８】
Ｎ≦０．００６％
Ｎは鋼中の不純物である。その含有量が０．００６％を超えると延性を低下させる粗大な窒化物形成の原因となることから、０．００６％以下が好ましい。
【００３９】
Ｃｒ：０．０４〜０．５％
ＣｒはＭｏとともに添加されるとフェライト変態抑制効果が顕著となる。圧延後フェライト変態がランナウトテーブル上で著しく進行した場合、ストリップの幅方向の温度変動がそのままフェライト変態タイミング（ランナウトテーブル上の位置）のずれを招き、変態後のフェライト組織に影響を与える。すなわち、幅方向の中央部と端部とでは異なる熱履歴をたどるため組織が変動してしまう。ＣｒはＭｏとともに添加されると、仕上圧延直後の高温域において幅方向中央部のフェライト変態を遅延させて、組織の均一化を促進させる働きがある。しかしながら、Ｃｒ量が０．０４％未満ではこのような効果を十分に発揮することができず、一方、０．５％を超えて過剰に添加するとＭｎと同様に低延性の低温変態相が生成してしまう。したがって、Ｃｒ含有量は０．０４〜０．５％が好ましい。
【００４０】
Ｎｂ≦０．０８％
Ｎｂは鋼を適度に微細化し、結晶粒形状を整粒化する目的で添加する。しかし、０．０８％を超えると結晶粒の極度の微細化をもたらし、均一伸びが低下する傾向があることから０．０８％以下が好ましい。
【００４１】
０．５≦（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）｝≦１．５
鋼中のＣと（Ｔｉ＋Ｍｏ）との原子数比が０．５〜１．５となるように、Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏの含有量を制御すると、ＴｉとＭｏとを含む炭化物が微細に析出しやすくなる。その結果、高成形性でかつ高強度の実現が容易となり、材質均一性も向上する。したがって、（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）｝の値が以下の（１）式を満たすことが望ましい。
０．５≦（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）｝≦１．５  …（１）
ただし、上記（１）式中、Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏは各成分の重量％を表す。
上記（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）｝の値は、０．８〜１．３を満たすことがより望ましい。
【００４３】
次に、以上のような本発明の熱延鋼板の好ましい製造条件について述べる。
ここでは、上記成分組成を有する鋼をオーステナイト単相域の温度に加熱後、熱間圧延するにあたり、８８０℃以上で仕上圧延を完了し、５５０〜７００℃で巻取る。
【００４４】
仕上圧延温度：８８０℃以上
仕上圧延温度は材質均一化のために重要である。８８０℃未満では幅方向の温度変化で加工γの再結晶率が変化してしまい、変態組織に変動が認められるようになることから、仕上圧延温度を８８０℃以上とした。
【００４５】
巻取り温度：５５０〜７００℃
本発明鋼ではＴｉとＭｏを含む炭化物の析出で粒界セメンタイトの析出を抑制することから、巻取り温度をＴｉとＭｏを含む炭化物の析出しやすい５５０〜７００℃とした。さらに望ましくは６００〜６６０℃である。また、本発明鋼では、Ｍｏによりフェライト変態が適度に抑制されているため、コイル内の巻取温度変動によらずフェライト変態が鋼板の幅方向で同時に起こり、巻取り時のフェライト変態直後にＴｉとＭｏを含む炭化物が析出する。このため、強度、延性ともに安定する。
【００４６】
本発明の高張力熱延鋼板には、表面に溶融亜鉛系めっき皮膜を形成し、溶融亜鉛系めっき鋼板としたものも含む。本発明の高張力熱延鋼板は良好な加工性を有することから、溶融亜鉛系めっき皮膜を形成しても良好な加工性を維持することができる。ここで、溶融亜鉛系めっきとは、亜鉛および亜鉛を主体とした溶融めっきであり、亜鉛の他にＡｌ、Ｃｒ等の合金元素を含んだものを含む。このような溶融亜鉛系めっきを施した本発明の高張力熱延鋼板は、めっきままでもめっき後合金化処理を行ってもかまわない。めっき前焼鈍温度については、４５０℃未満ではめっきがつかず、７５０℃超えでは強度低下が生じやすい。そのため、焼鈍温度は４５０℃以上、７５０℃以下が好ましい。
【００４７】
なお、本発明の熱延鋼板は、黒皮ままでも酸洗材でもその特性に差違はない。調質圧延についても通常行われているものであれば特に規定はない。また、上記溶融亜鉛めっきは酸洗後でも黒皮ままでも問題はない。亜鉛めっきについては電気めっきも可能である。化成処理についても特に問題はない。鋳造後直ちにもしくは補熱を目的とした加熱を施した後にそのまま熱間圧延を行う直送圧延を行っても本発明の効果に影響はない。さらに、粗圧延後に仕上圧延前で、圧延材を加熱しても、粗圧延後、圧延材を接合して行う連続圧延を行っても、さらには圧延材の加熱と連続圧延を同時に行っても本発明の効果は損なわれない。
【００４８】
本発明の熱延鋼板は、表面性状と延性に優れ、コイル内材質変動も少ないのでこれをプレス成形した場合、その特質が活かされ、自動車用部材、特にサスペンションアーム等の足廻り部材のようなプレス時の断面形状が複雑な部材を良好な品質で製造することができ、特に、プレス成形品の軽量化に資することができる。以下に具体的に、本発明に係る熱延鋼板の加工方法、換言すればプレス成形品の製造方法について説明する。
【００４９】
図４は、本発明に係る熱延鋼板の加工方法の作業フローの一例を示すフローチャートである。この作業フローは、通常、本発明に係る鋼板を製造することまたはその製造された鋼板を例えばコイルにして目的場所に搬送することを前工程としており、まず、本発明に係る熱延鋼板を準備することから始まる（Ｓ０、Ｓ１）。この鋼板に対してプレス加工を施す前に、鋼板に対して前処理的な加工を施すこともあれば（Ｓ２）、裁断機により所定の寸法や形状に加工することもある（Ｓ３）。前者のＳ２の工程では、例えば鋼板の幅方向の所定箇所に切り込みや穿孔を行い、引き続くプレス加工を終えた段階またはそのプレス加工の過程で、所定の寸法および形状のプレス成形品または被プレス加工部材として切り離すことができるようにしておく。後者のＳ３の工程では、最終的なプレス成形品の寸法、形状等を予め考慮して、所定の寸法および形状の鋼板部材に加工（したがって裁断）するようにしておく。その後、Ｓ２およびＳ３の工程を経由した部材には、プレス加工が施され、最終的に目的とする寸法・形状の所望のプレス成形品が製造される（Ｓ４）。このプレス加工は、通常は多段階で行われ、３段階以上７段階以下であることが多い。
【００５０】
Ｓ４の工程は、Ｓ２およびＳ３の工程を経由した部材に対してさらに所定の寸法や形状に裁断する工程を含む場合もある。この場合の「裁断」という作業は、例えば、少なくともプレス加工の過程で、Ｓ２およびＳ３の工程を経由した部材の端部のような最終的なプレス成形品には不要部分を切り離す作業であっても構わないし、また、Ｓ２の工程で設けられた鋼板の幅方向の切り込みや穿孔に沿って被プレス加工部材を切り離す作業であっても構わない。
【００５１】
なお、図４中、Ｎ１ないしＮ３は、鋼板、部材、プレス成形品を、機械的にあるいは作業員による搬送作業である場合がある。
【００５２】
こうして製造されるプレス成形品は、必要に応じて次工程に送られる。次工程としては、例えば、プレス成形品にさらに機械加工を施し、寸法や形状を調整する工程、プレス成形品を所定場所に搬送し、格納する工程、プレス成形品に表面処理を施す工程、プレス成形品を用いて自動車のような目的物を組み立てる組立工程がある。
【００５３】
図５は、図４に示した作業を実際に行う装置と鋼板、部材、プレス成形品の流れとの関係を示すブロック図である。この図においては、本発明に係る熱延鋼板はコイル状で準備されており、プレス加工機によりプレス成形品が製造される。プレス加工機は多段プレスを行う機種のものであるが、本件発明はこれに限定されない。
【００５４】
プレス加工機の前段に、裁断機その他の前処理機械を設置する場合（図５の（ａ））もあれば、設置しない場合（図５の（ｂ））もある。裁断機が設置される場合には、コイルから供給される長尺の本発明に係る鋼板から、必要な寸法又は形状の部材を裁断し、この部材がプレス加工機においてプレス加工され、所定のプレス成形品となる。鋼板の幅方向に切り欠きや穿孔を施す前処理機械が設置される場合には、プレス加工機においてその切り欠きや穿孔に沿って裁断が行われても構わない。前処理機械を設置しない場合には、プレス加工機において鋼板がプレス加工される過程で、裁断が行われ、最終的に所定の寸法、形状を有するプレス成形品が製造される。なお、図５における「裁断」の意味は、図４における裁断と同じである。
【００５５】
こうして製造されるプレス成形品は、その原材料として表面性状と延性に優れ、コイル内材質変動も少ない本発明に係る鋼板を使用しているので、良好で均一な品質を有するに至り、かかるプレス成型品の製造歩留も高い。このような特長は、プレス成形品が自動車用部材、特にサスペンションアーム等の足廻り部材である場合に特に有用である。
【００５６】
【実施例】
［実施例１］
表１に示す化学成分を有する鋼を溶製し、加熱温度１２５０℃、仕上圧延温度約８９０℃、巻取温度約６５０℃で熱間圧延を行い、板厚約３．２ｍｍの鋼板を作製した。得られた鋼板の長手方向中央部よりＪＩＳ５号試験片を採取し、幅方向中央部と端部から６５ｍｍの位置の引張特性およびその変化を調査した。引張特性として幅方向中央部の引張強度（ＴＳ）および伸び（Ｅｌ）を求め、引張特性の変化については、幅方向中央部と端部の材質差の絶対値で評価した。また、表面性状については、長手方向に延びた赤スケール起因の模様がほとんど認められないものを◎、多少認められるが実用上問題ないものを○、模様が著しく発生したものを×とし、目視判定した。さらに、鋼板から作製した薄膜を透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）によって析出物を観察するとともに析出物中のＴｉ、Ｍｏの組成をＴＥＭに装備されたエネルギー分散型Ｘ線分光装置（ＥＤＸ）による分析から把握し、析出物のＴｉ／Ｍｏ（原子比）の値を求めた。これらの結果を表１に示す。表１中、Ｎｏ．１〜Ｎｏ．５は主にＭｏ量を変化させたもの、Ｎｏ．６〜Ｎｏ．１０は主にＭｏ、Ｃｒ量を変化させたもの、Ｎｏ．１１〜Ｎｏ．１５はＴｉ量を変化させたもの、Ｎｏ．１６〜Ｎｏ．２０は主にＭｏ量を変化させたものである。また、表１のＡ値は、上記（１）式の（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）｝の値を示す。
【００５７】
Ｎｏ．１〜Ｎｏ．５の中では、本発明例のＮｏ．２〜Ｎｏ．４では良好な材質安定性および表面性状を得ることができた。また、Ｓｉ＋Ｍｏが０．５以下である本発明例のＮｏ．２およびＮｏ．３で極めて良好な表面性状を得ることができた。なお、図３に、Ｎｏ．３の鋼板の透過型電子顕微鏡写真を示す。この写真から、微細なＴｉおよびＭｏを含む炭化物がフェライト単相組織中に均一に分散していることがわかる。これに対して、Ｍｏが無添加の比較例のＮｏ．１は組成がフェライト＋パーライトであり、材質差がΔＴＳで３０ＭＰａ以上、ΔＥｌで２％以上と大きく、材質変動が抑えられていない。また、Ｍｏ添加量が多く、Ｔｉ／Ｍｏが０．１未満の比較例のＮｏ．５では材質変動は小さいが延性低下が大きい。
【００５８】
Ｎｏ．６〜Ｎｏ．１０の中では、本発明例のＮｏ．７〜Ｎｏ．９では良好な材質安定性および極めて良好な表面性状を得ることができた。これに対して、Ｍｏが無添加の比較例のＮｏ．６では組成がフェライト＋パーライトであり、材質差がΔＴＳで３０ＭＰａ以上、ΔＥｌで２％以上と材質変動が大きいことがわかる。Ｃｒ添加量が多い比較例のＮｏ．１０では低温変態相の生成が抑制できなかったため、延性の低下が著しい。なお、これらは全てＳｉ＋Ｍｏが０．５％以下であることから表面性状が極めて良好であった。
【００５９】
Ｎｏ．１１〜Ｎｏ．１５については、Ｔｉ量の増大とともに析出強化により強度が上昇しており、本発明例のＮｏ．１２〜Ｎｏ．１４では良好な材質安定性および表面性状を得ることができた。これに対して、Ｔｉが無添加の比較例のＮｏ．１１ではパーライトおよび粒界のセメンタイトが析出し、低強度であるにも関わらず延性がＮｏ．１２と同程度であり、延性の低下が認められ、かつ、材質変動も大きかった。Ｔｉ量が多い比較例のＮｏ．１５では部分的に結晶粒が微細化し組織が混粒であることから材質変動が大きい。
【００６０】
Ｎｏ．１６〜Ｎｏ．２０については、本発明例のＮｏ．１７〜Ｎｏ．１９では良好な材質安定性および表面性状を得ることができた。特にＳｉ＋Ｍｏが０．５％以下であるＮｏ．１７では表面性状が極めて良好であった。これに対して、Ｍｏ添加されていない比較例のＮｏ．１６では材質変動が大きく、Ｍｏ添加量が多い比較例のＮｏ．２０では延性が低下していた。
【００６１】
【表１】
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【００６２】
［実施例２］
表２に示す成分の鋼を溶製し、表２に示す条件で熱間圧延を行った。板厚は３．６ｍｍとした。得られた熱延板を酸洗し、長手方向中央部よりＪＩＳ５号試験片を採取し、幅方向中央部と端部の引張特性の変化を調査した。幅方向中央部と端部の引張特性の差の絶対値を引張特性とともに表２に示す。また、実施例１と同様にして把握した析出物のＴｉ／Ｍｏ（原子比）の値も表２に併記する。
【００６３】
表２に示すように、Ｎｏ．２１〜Ｎｏ．２５は仕上温度を変化させた例であるが、仕上温度が８８０℃以上で材質安定性が極めて良好になることが確認される。Ｎｏ．２６〜Ｎｏ．３０は巻取温度を変化させた例であり、その中で巻取温度が５５０℃〜７００℃の間にあるＮｏ．２７〜Ｎｏ．２９は極めて良好な材質安定性を示し、伸びも大きかった。これに対して、巻き取り温度が５５０〜７００℃から外れるＮｏ．２６，３０は、Ｎｏ．２７〜Ｎｏ．２９より材質安定性が劣っていた。Ｎｏ．３１〜Ｎｏ．３５は仕上温度と巻取温度とを変化させたものであるが、仕上温度が８８０℃以上、かつ、巻取温度が５５０℃〜７００℃であるＮｏ．３２〜３４で極めて良好な材質均一性を示していた。
【００６４】
なお、Ｎｏ．３６〜３８は、析出物のＴｉ／Ｍｏの値が０．１未満であり、その中でＮｏ．３６，３７では仕上温度が８８０℃以上かつ巻取温度が５５０℃〜７００℃であるにもかかわらず材質安定性に劣っていた。また、Ｎｏ．３８は巻取温度も５００℃と低く、組織がベイナイトとなり、材質安定性、特に強度の安定性に劣っていた。
【００６５】
【表２】
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【００６６】
［実施例３］
表３に示す鋼を仕上げ温度９００℃、巻取温度６５０℃で熱間圧延を行い、板厚約３．２ｍｍの鋼板を作製した。得られた鋼板を酸洗後、合金化溶融亜鉛めっきした。得られた鋼板から作製した薄膜について透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）によって析出物を観察するとともに析出物中のＴｉ、Ｍｏの組成をＴＥＭに装備されたエネルギー分散型Ｘ線分光装置（ＥＤＸ）による分析から把握し、析出物のＴｉ／Ｍｏ（原子比）の値を求めた。また、マトリックスの組織観察を行った。さらに、得られた鋼板の長手方向中央部よりＪＩＳ５号試験片を採取し、幅方向中央部と端部から６５ｍｍの位置の引張特性およびその変化を調査した。引張特性として幅方向中央部の引張強度（ＴＳ）および伸び（Ｅｌ）を求め、引張特性の変化については、幅方向中央部と端部の材質差の絶対値で評価した。これらの結果を表３に示す。
【００６７】
表３に示すように、鋼組成および組織が本発明例であるＮｏ．３９は、溶融亜鉛系めっきを行っても加工性は良好であり、幅方向の材質変動も小さいことが確認された。これに対し、比較例のＮｏ．４０は加工性が低く、幅方向の材質変動が大きかった。
【００６８】
【表３】
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【００６９】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明によれば、鋼の成分組成を適切に制御し、実質的にフェライト組織に特定組成のＴｉおよびＭｏを含む炭化物を分散析出した構成としたので、セメンタイト等の製造熱履歴で形態が変化する粗大Ｆｅ炭化物の析出を最小限に抑えることができ、またＭｏの作用によりランナウトテーブル上のγ→α変態が遅延され、広い温度域で安定的に析出するＴｉ、Ｍｏを含む微細炭化物が巻取り時に進行するフェライト変態とともに析出するようになるので、ランナウトテーブル上の温度変化やコイル内変動が生じても組織変動が抑えられ、材質均一性に優れた熱延鋼板を得ることができる。また、実質的にフェライト組織にＴｉとＭｏとを含む微細な炭化物が分散析出するため、高成形性でかつ高強度の熱延鋼板を得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明に係る熱延鋼板の金属組織を示す走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）写真。
【図２】Ｓｉ量およびＭｏ量と、熱延鋼板の表面性状との関係を示すグラフ。
【図３】本発明に係る高張力熱延鋼板の金属組織を示す透過型電子顕微鏡写真。
【図４】本発明に係る熱延鋼板の加工方法の作業フローの一例を示すフローチャート。
【図５】図４に示した作業を実際に行う装置と鋼板、部材、プレス成形品の流れとの関係を示すブロック図。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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