(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ≦０．０６％、Ｓｉ≦０．３％、Ｍｎ：１〜２％、Ｐ≦０．０６％、Ｓ≦０．００５％、Ａｌ≦０．０６％、Ｎ≦０．００６％、Ｍｏ：０．０７〜０．４５％、Ｔｉ：０．０３〜０．１０％、Ｎｂ≦０．０８％を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、固溶Ｃが０．００２０％以下であり、ＴｉとＭｏとを含む炭化物が析出したフェライト組織からなることを特徴とする伸びおよび伸びフランジ性に優れた高張力熱延鋼板。
【請求項２】
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に記載の伸びおよび伸びフランジ性に優れた高張力熱延鋼板。
０．５≦（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）｝≦１．５  …（１）
ただし、上記（１）式中、Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏは各成分の質量％を表す。
【請求項３】
Ｃ、Ｔｉ、Ｎ、Ｍｏを以下の（２）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に記載の伸びおよび伸びフランジ性に優れた高張力熱延鋼板。
Ｃ−［｛Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ｝×（１２／４８）＋（１２／９６）×Ｍｏ］≦０．００５  …（２）
ただし、上記（２）式中、Ｃ、Ｔｉ、Ｎ、Ｍｏは各成分の質量％を表す。
【請求項４】
質量％で、さらに、Ｃｒ≦０．１％を含むことを特徴とする請求項１から請求項３のいずれか１項に記載の伸びおよび伸びフランジ性に優れた高張力熱延鋼板。
【請求項５】
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４のいずれか１項に記載の伸びおよび伸びフランジ性に優れた高張力熱延鋼板。
【請求項６】
質量％で、Ｃ≦０．０６％、Ｓｉ≦０．３％、Ｍｎ：１〜２％、Ｐ≦０．０６％、Ｓ≦０．００５％、Ａｌ≦０．０６％、Ｎ≦０．００６％、Ｍｏ：０．０７〜０．４５％、Ｔｉ：０．０３〜０．１０％、Ｎｂ≦０．０８％を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を溶製し、連続鋳造により鋼スラブとなし、直ちに、または、一旦冷却してから１１５０℃以上に加熱した後、熱間圧延し、仕上熱間圧延出側温度を８５０℃以上とし、５５０℃〜７００℃で巻取ることを特徴とする伸びおよび伸びフランジ性に優れた高張力熱延鋼板の製造方法。
【請求項７】
前記鋼は、質量％で、さらにＣｒ≦０．１％を含むことを特徴とする請求項６に記載の伸びおよび伸びフランジ性に優れた高張力熱延鋼板の製造方法。
【請求項８】
請求項１から請求項５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張力熱延鋼板の加工方法。
【請求項９】
前記プレス成形品は、自動車用部品である請求項８に記載の高張力熱延鋼板の加工方法。
【請求項１０】
請求項１から請求項５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、自動車用足廻り部材の素材に適した伸びおよび伸びフランジ性に優れた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】
環境保護につながる燃費向上の観点から、自動車用熱延鋼板の高強度薄肉化が強く求められている。特に、ホイールや足廻り部材の高強度薄肉化は自動車の燃費向上に極めて有効な手段であるため、これらの部材に対する高強度薄肉化の要望が特に強い。また、ホイールや足廻り部材は複雑な形状であるため、高強度であることに加え伸びおよび伸びフランジ性がともに優れた材料が必要とされている。
【０００３】
従来、このような自動車用部材に適用される熱延鋼板が種々提案されている。例えば、特開平４−３２９８４８号公報には、フェライトと第２相（パーライト、ベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイトの１種以上）からなる疲労特性と伸びフランジ性の優れた複合組織鋼板が開示されている。しかし、その構成要素に第２相が存在しているため、伸びフランジ性が十分とはいえない。
【０００４】
特開平６−１７２９２４号公報には、転位密度の高いベイニティック・フェライト組織が生成した伸びフランジ性に優れた鋼板が提案されている。しかし、この鋼板は、転位密度の高いベイニティック・フェライト組織を含むためやはり伸びが十分とはいえない。
【０００５】
特開平６−２００３５１号公報には、組織の大部分をポリゴナルフェライトとし、ＴｉＣを中心として析出強化および固溶強化により高強度化を図った伸びフランジ性に優れる鋼板が提案されている。しかし、この鋼板に用いられている一般的によく知られた析出物で高張力化するには多量のＴｉ添加を必要とし、寸法の大きい析出物が生成しやすく、特性が不安定になりやすいという欠点がある。
【０００６】
特開平７−１１３８２号公報には、微細なＴｉＣおよび／またはＮｂＣが析出したアシキュラー・フェライト組織を有する伸びフランジ性に優れる鋼板が提案されている。しかし、この鋼板も転位密度の高いアシキュラー・フェライト組織であるため伸びフランジ性には優れるものの十分な伸びが得られていない。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
本発明はかかる事情に鑑みてなされたものであって、自動車用足廻り部材のようなプレス時の断面形状が複雑な部材に好適な、伸びおよび伸びフランジ性に優れた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。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上記課題を解決すべく鋭意研究を行った結果、以下の知見を得た。
（１）Ｍｏ添加により、炭・窒化物が微細に析出する。
（２）延性に富むフェライト組織に、Ｍｏ添加により炭・窒化物を微細に析出させると、高張力でありながら優れた伸びおよび伸びフランジ性が得られる。
（３）Ｔｉ，Ｎｂを過度に添加すると、析出物が過多となり伸びおよび伸びフランジ性がともに低下する。
（４）良好な伸びを得るためには固溶Ｃ量が少ないほど好ましい。
（５）（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）｝が０．５〜１．５を満足するようにＣ，Ｔｉ，Ｍｏを添加すると、ＴｉとＭｏとを含む析出物が微細化する。
（６）Ｔｉ、Ｍｏと結合しないＣ量が０．００５％以下で材質安定性は向上する。
【０００９】
本発明はこれらの知見に基づいてなされたものであり、以下の（１）〜（１１）を提供する。
【００１２】
（１）質量％で、Ｃ≦０．０６％、Ｓｉ≦０．３％、Ｍｎ：１〜２％、Ｐ≦０．０６％、Ｓ≦０．００５％、Ａｌ≦０．０６％、Ｎ≦０．００６％、Ｍｏ：０．０７〜０．４５％、Ｔｉ：０．０３〜０．１０％、Ｎｂ≦０．０８％を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、固溶Ｃが０．００２０％以下であり、ＴｉとＭｏとを含む炭化物が析出したフェライト組織からなることを特徴とする伸びおよび伸びフランジ性に優れた高張力熱延鋼板。
【００１３】
（２）上記（１）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伸びおよび伸びフランジ性に優れた高張力熱延鋼板。
０．５≦（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）｝≦１．５  …（１）
ただし、上記（１）式中、Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏは各成分の質量％を表す。
【００１４】
（３）上記（１）において、Ｃ、Ｔｉ、Ｎ、Ｍｏを以下の（２）式を満足するように含有することを特徴とする伸びおよび伸びフランジ性に優れた高張力熱延鋼板。
Ｃ−［｛Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ｝×（１２／４８）＋（１２／９６）×Ｍｏ］≦０．００５  …（２）
ただし、上記（２）式中、Ｃ、Ｔｉ、Ｎ、Ｍｏは各成分の質量％を表す。
【００１６】
（４）上記（１）〜（３）において、質量％で、さらに、Ｃｒ≦０．１％を含むことを特徴とする伸びおよび伸びフランジ性に優れた高張力熱延鋼板。
（５）上記（１）〜（４）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伸びおよび伸びフランジ性に優れた高張力熱延鋼板。
【００１７】
（６）質量％で、Ｃ≦０．０６％、Ｓｉ≦０．３％、Ｍｎ：１〜２％、Ｐ≦０．０６％、Ｓ≦０．００５％、Ａｌ≦０．０６％、Ｎ≦０．００６％、Ｍｏ：０．０７〜０．４５％、Ｔｉ：０．０３〜０．１０％、Ｎｂ≦０．０８％を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を溶製し、連続鋳造により鋼スラブとなし、直ちに、または、一旦冷却してから１１５０℃以上に加熱した後、熱間圧延し、仕上熱間圧延出側温度を８５０℃以上とし、５５０℃〜７００℃で巻取ることを特徴とする伸びおよび伸びフランジ性に優れた高張力熱延鋼板の製造方法。
【００１８】
（７）上記（６）において、前記鋼は、質量％で、さらにＣｒ≦０．１％を含むことを特徴とする伸びおよび伸びフランジ性に優れた高張力熱延鋼板の製造方法。
（８）上記（１）から（５）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張力熱延鋼板の加工方法。
【００１９】
（９）上記（８）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張力熱延鋼板の加工方法。
【００２０】
（１０）上記（１）から（５）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】
なお、本発明において、炭・窒化物とは、炭化物、窒化物および炭窒化物のいずれか、またはこれらが２種類以上複合したものをいう。
【００２２】
【発明の実施の形態】
以下、本発明について成分組成、金属組織および製造条件に分けて具体的に説明する。
【００２３】
［成分組成］
本発明における鋼板は、質量％で、Ｃ≦０．０６％、Ｓｉ≦０．３％、Ｍｎ：１〜２％、Ｐ≦０．０６％、Ｓ≦０．００５％、Ａｌ≦０．０６％、Ｎ≦０．００６％、Ｍｏ：０．０７〜０．４５％、Ｔｉ：０．０３〜０．１０％、Ｎｂ≦０．０８％を含む。また、固溶Ｃが０．００２０％以下である。以下、各成分をこのように規定した理由を説明する。
【００２４】
Ｃ≦０．０６％
Ｃは炭化物を形成し、鋼を強化するのに有効である。しかし、０．０６％を超えて添加するとパーライトが形成され、伸びおよび伸びフランジ性を損なうため０．０６％以下とする。
【００２５】
Ｓｉ≦０．３％
Ｓｉは固溶強化元素として有効である。しかし、０．３％を超えて添加するとフェライトからのＣ排出が促進されて粒界に粗大な鉄炭化物が析出しやすくなり、伸びフランジ性が低下するため、０．３％以下とする。
【００２６】
Ｍｎ：１〜２％
Ｍｎは鋼を強化するため１％以上添加する。しかし、２％を超えて添加すると偏析し、かつ硬質相が形成され、伸びおよび伸びフランジ性がともに低下する。したがってＭｎ量を１〜２％の範囲とする。
【００２７】
Ｐ≦０．０６％
Ｐは固溶強化に有効である。しかし、０．０６％を超えて添加すると偏析して伸びおよび伸びフランジ性がともに低下するため０．０６％以下とする。
【００２８】
Ｓ≦０．００５％
Ｓは少ないほど好ましい。０．００５％を超えると伸びフランジ性を低下させるため０．００５％以下とする。
【００２９】
Ａｌ≦０．０６％
Ａｌは脱酸剤として添加される。しかし、０．０６％を超えると伸びおよび伸びフランジ性がともに低下するため０．０６％以下とする。
【００３０】
Ｎ≦０．００６％
Ｎは少ないほど好ましい。０．００６％を超えると粗大な窒化物が増え、伸びおよび伸びフランジ性がともに低下するため０．００６％以下とする。
【００３１】
Ｍｏ：０．０７〜０．４５％
Ｍｏは本発明において重要な元素である。０．０７％以上添加することでパーライト変態を抑制し、ＴｉまたはＴｉとＮｂとを含む炭・窒化物を微細化させ、かつＭｏ自体も炭化物を形成して析出するため、高強度を得つつ伸びフランジ性が向上する。しかし、０．４５％を超えて添加すると硬質相が形成され、伸びフランジ性が低下する。したがってＭｏ量を０．０７〜０．４５％以下とする。
【００３２】
Ｔｉ：０．０３〜０．１０％
Ｔｉは本発明において重要な元素である。０．０３％以上添加することで炭・窒化物析出による効果が得られ、高強度でありながら伸びおよび伸びフランジ性が向上する。しかし、０．１０％を超えてＴｉを多量に添加するとＭｏを複合添加しても粗大なＴｉＣが生成しやすくなり、伸びフランジ性が低下する。したがって、Ｔｉ量は０．０３〜０．１０％とする。
【００３３】
Ｎｂ≦０．０８％
Ｎｂは炭・窒化物の析出により高強度でありながら伸びおよび伸びフランジ性を向上させる。しかし、０．０８％を超えて添加すると析出物が過多となり、伸びおよび伸びフランジ性が低下するため０．０８％以下とする。
【００３４】
本発明においては、このように鋼組成、特にＣ，Ｔｉ，Ｍｏ量を適正化することにより、後述するように、鋼中Ｃのほとんどを微細な炭・窒化物として析出させているため、固溶Ｃは非常に少ない。良好な伸びを得るためには固溶Ｃ量が少ないほど好ましく、固溶Ｃ量が０．００２０％を超えると伸びが低下する傾向にあるため０．００２０％以下とする。より好ましくは０．００１０％以下である。
【００３５】
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、高張力でありながら、優れた伸びおよび伸びフランジ性が容易に得られる。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は各成分の質量％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。
【００３６】
ＴｉとＭｏとを含む炭化物を形成しないＣ量が０．００５％を超える場合、材質のばらつきが大きくなる傾向がある。また、Ｔｉは、Ｎと結合した後の残余がＣと結合する。したがって、以下の（２）式を満たすことが好ましい。
Ｃ−［｛Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ｝×（１２／４８）＋（１２／９６）×Ｍｏ］≦０．００５  …（２）
ただし、上記（２）式中、Ｃ、Ｔｉ、Ｎ、Ｍｏは各成分の質量％を表す。
このことを実験結果で説明する。
Ｃ＝０．０５０％、Ｓｉ＝０．２１％、Ｍｎ＝１．６１％、Ｔｉ＝０．０８３％、Ｎ＝０．００３６％、Ｍｏ＝０．２０％を含む鋼Ａ（上記（２）式のＣ−［｛Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ｝×（１２／４８）＋（１２／９６）×Ｍｏ］の値（以下、Ｂ値という）が０．００７３）と、Ｃ＝０．０４０％、Ｓｉ＝０．０３％、Ｍｎ＝１．３４％、Ｔｉ＝０．０９５％、Ｎ＝０．００４０％、Ｍｏ＝０．２４％を含む鋼Ｂ（Ｂ値が０以下）を用いて熱延鋼板を作成した。仕上温度は９１０℃と、巻取温度を５５０〜７００℃まで変化させ、巻取温度と強度との関係を調査した。強度（ＴＳ）は、ＪＩＳ５号試験片で測定した。これにより、コイル内で巻取温度が変化したときに強度が変化するかどうかがわかる。すなわち、巻取温度の依存性が強い場合、小さい巻取温度の変動で強度が著しく変化することとなる。
【００３７】
調査結果を図１に示す。図１に示すように、Ｔｉ、Ｍｏと結合しないＣ（Ａ値）が０．００５％を超える鋼Ａでは、ＴＳの巻き取り温度依存性が著しいことがわかる。
【００３８】
次に、Ｃ＝０．０４０〜０．０５５％、Ｓｉ＝０．２％、Ｍｎ＝１．６％、Ｔｉ＝０．０８０〜０．０９０％、Ｍｏ＝０．１０〜０．２０％、Ｎ＝０．００２０％の鋼を用いて、巻取温度を６５０℃で一定として熱間圧延を行い、上記Ｂ値とＴＳとの関係を求めた。その結果を図２に示す。図２に示すように、Ｂ値が０．００５％以上になるとＴＳが低下する傾向が大きくなることがわかる。
【００３９】
なお、Ｃｒはパーライト変態を抑制し、伸びフランジ性を高める作用を有するので０．１％以下の範囲で添加してもよい。０．１％以下とするのは、０．１％を超えて添加すると硬質相が形成され、伸びフランジ性が低下するためである。
【００４０】
また、残部はＦｅおよび不可避的な不純物である。
【００４１】
［金属組織］
本発明では、優れた伸びおよび伸びフランジ性を確保するため、ＴｉもしくはＴｉとＮｂの炭・窒化物およびＭｏの炭化物がそれぞれ単独でおよび／または複合化して析出したフェライト組織としている。すなわち、延性に富むフェライト組織に適正量の炭・窒化物を析出させることで優れた伸びおよび伸びフランジ性の両立が可能となる。
【００４２】
なお、ＴｉもしくはＴｉとＮｂの炭・窒化物およびＭｏの炭化物がそれぞれ単独でおよび／または複合化して析出する形態としては、Ｔｉの炭化物およびＭｏの炭化物がそれぞれ単独でおよび／または複合化して析出するものが好ましい。特に、これらが複合化したＴｉとＭｏとを含む炭化物が析出することが望ましい。ＴｉとＭｏとを含む炭化物は微細かつ均一に分散析出することから、高張力と優れた伸びおよび伸びフランジ性との両立が容易となる。
【００４３】
また、上述したように、本発明鋼板は鋼組成、特にＣ，Ｔｉ，Ｍｏ量を適正化し、鋼中Ｃのほとんどを微細な炭・窒化物として析出させているため、固溶Ｃは非常に少ないが、良好な伸びを得るためには固溶Ｃ量がより少ないほど好ましく、固溶Ｃ量が０．００２０％を超えると伸びが低下する傾向にあるため０．００２０％以下、好ましくは０．００１０％以下とする。
【００４４】
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伸びおよび伸びフランジ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伸びおよび伸びフランジ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。
【００４５】
［製造条件］
本発明の熱延鋼板は、上記成分組成を有する鋼を溶製し、連続鋳造により鋼スラブとなし、直ちに、または、一旦冷却してから１１５０℃以上に加熱した後、熱間圧延し、仕上熱間圧延出側温度を８５０℃以上とし、５５０℃〜７００℃で巻取ることによって製造される。
【００４６】
・鋼スラブを直ちに、または一旦冷却してから１１５０℃以上に加熱後、熱間圧延
熱間圧延後に、ＴｉもしくはＴｉとＮｂの炭・窒化物およびＭｏの炭化物をそれぞれ単独でおよび／または複合化して析出させるために、特に、Ｔｉの炭化物とＭｏの炭化物が複合化したＴｉとＭｏとを含む炭化物を析出させるために、熱間圧延前のスラブ段階ではＴｉ，ＮｂおよびＭｏを固溶させる必要があるため、鋼スラブを直ちに熱間圧延するか、または一旦冷却してから１１５０℃以上に加熱後熱間圧延する。つまり、スラブ製造後はＴｉ，ＮｂおよびＭｏは固溶しているため直ちに熱間圧延する場合は固溶状態が保たれているが、一旦冷却した場合には粗大な析出物が形成されるので１１５０℃以上に加熱してＴｉ，ＮｂおよびＭｏを再度固溶させる必要がある。
【００４７】
・仕上熱間圧延出側温度：８５０℃以上
伸びおよび伸びフランジ性を確保するため、仕上熱間圧延出側温度を８５０℃以上とする。８５０℃未満とした場合、表層が粗大粒となり伸びおよび伸びフランジ性が損なわれる。
【００４８】
・巻取温度：５５０℃〜７００℃
フェライト組織を得るため、巻取温度を５５０℃〜７００℃とする。５５０℃未満では転位密度の高い組織となるため伸びが低下し、７００℃を超えるとＴｉ，ＮｂおよびＭｏによる析出強化の効果が小さくなる。さらに望ましくは６００〜６６０℃である。巻取温度を６００〜６６０℃とすると、強度と伸びおよび伸びフランジ性とのバランスがさらに良好となる。
【００４９】
熱延鋼板製造後に溶融亜鉛系めっき処理を施す場合には、常法にしたがって行えばよいが、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。
【００５０】
なお、本発明の熱延鋼板は、スケールのついた状態でも酸洗材でもその特性に差異はない。調質圧延についても通常行われる条件であれば問題はない。また、上記溶融亜鉛めっきは、酸洗後であってもスケールのついたままであってもよい。電気めっきを施したものでもかまわず、化成処理を施したものであっても特に問題はない。鋳造後直ちにまた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たものであっても本発明の効果に影響はない。また、粗圧延後に仕上圧延前もしくは仕上圧延中に圧延材を加熱または保熱しても、粗圧延後に圧延材を接合して行う連続圧延を行っても、また、圧延材の加熱と連続圧延とを同時に行っても本発明の効果は損なわれない。
【００５１】
本発明の熱延鋼板は、伸びおよび伸びフランジ性に優れている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。
【００５２】
図３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。
【００５３】
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。
【００５４】
なお、図３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。
【００５５】
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、プレス成形品に更に機械加工を施し、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。
【００５６】
図４は、図３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。
【００５７】
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４の（ａ））もあれば、設置しない場合（図４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４における「裁断」の意味は、図３における裁断と同じである。
【００５８】
こうして製造されるプレス成形品は、その原材料として伸び及び伸びフランジ性に優れている本発明に係る鋼板を使用しているので、プレス時の断面形状が複雑であっても、良好な品質で製造することができ、軽量なものとなる。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。
【００５９】
【実施例】
［実施例１］
表１に示す化学成分を有する鋼を、表２に示す製造条件を用いて板厚３．２ｍｍの熱延鋼板とした。表１において、Ａ値は上記（１）式の（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）｝の値、Ｂ値は上記（２）式のＣ−［｛Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ｝×（１２／４８）＋（１２／９６）×Ｍｏ］の値を示す。また、表２においてＳＲＴはスラブ加熱温度であり、ＦＴは仕上熱間圧延出側温度、およびＣＴは巻取温度である。
【００６０】
得られた熱延鋼板を酸洗後、ＪＩＳ５号引張試験片および穴広げ試験片を採取し、引張試験および穴広げ試験を実施するとともに、光学顕微鏡および走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で金属組織を確認した。穴広げ試験は１３０ｍｍ角の鋼板の中央に１０ｍｍφのポンチによりクリアランス１２．５％で打ち抜いた穴を有する試験片を準備し、６０°円錐ポンチにより打ち抜き穴のバリ側の反対方向から押し上げる方法で行った。また、鋼板から作製した薄膜を透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）によって観察し析出物を確認した。また、析出物の成分をＴＥＭに装備されたエネルギー分散型Ｘ線分光装置（ＥＤＸ）により分析した。
【００６１】
金属組織および試験結果を表２に併記する。試験結果の評価については、引張強さ（ＴＳ）が７８０ＭＰａ以上、伸び（Ｅｌ）が２０％以上かつ穴広げ率（λ）が７０％以上を良好とした。
【００６２】
表２に示すように、Ｎｏ．１〜３および５〜１５の鋼板は、成分組成が本発明の範囲で、金属組織も本発明の範囲内である適正な量のＴｉとＭｏとを含む炭化物が析出したフェライト組織であった。このため伸びおよび伸びフランジ性がともに優れた結果が得られている。なお、図５に、Ｎｏ．２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とＭｏと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。
【００６３】
これに対して、Ｎｏ．４の鋼板は、ＣＴが低いため転位密度の高いベイナイト組織となりＥｌが低く、Ｎｏ．１６〜１８，２０の熱延鋼板は、第２相であるパーライトまたはマルテンサイトが形成され、伸びおよび伸びフランジ性がともに低く、Ｎｏ．１９の鋼板はＭｏの添加量が少ないためＴｉ，Ｎｂの炭・窒化物が微細とならず、かつ、Ｍｏ炭化物の析出もほとんどないためλが低く、Ｎｏ．２１の鋼板はＴｉ添加量が少なくＴｉの炭・窒化物が少ないためＴＳ、λが低く、Ｎｏ．２２〜２６の鋼板はＴｉまたはＮｂまたはこれらの両方の添加量が多すぎるため、析出物量が過多となり、Ｅｌ、λともに低くなっている。
【００６４】
【表１】
0003882577.tif 000002
【００６５】
【表２】
0003882577.tif 000003
【００６６】
［実施例２］
表１の鋼種Ａ，Ｆ，ＭおよびＶのスラブを準備し、そのスラブを１２５０℃に加熱後、仕上熱間圧延出側温度８９０℃で熱間圧延した後、巻取温度６３０℃として板厚３．０ｍｍの鋼板を作製した。得られた鋼板からＪＩＳ５号引張試験片を採取し、引張試験を行った。また、固溶Ｃ量を内部摩擦測定により決定した。固溶Ｃ量と、引張試験により測定されたＥｌとの関係を図６に示す。
【００６７】
図６から、固溶Ｃ量を０．００２０％以下とすることで伸びが良好となることが確認される。
【００６８】
［実施例３］
表３に示す鋼を溶解し、仕上げ温度９２０℃、巻き取り温度６１０℃で熱間圧延を行い、板圧１．８ｍｍの熱延鋼板を製造した。得られた熱延鋼板を酸洗後、合金化溶融亜鉛めっきを行った。亜鉛めっき板よりＪＩＳ５号引張試験片および穴広げ試験片を採取し、引張試験および穴広げ試験を実施するとともに、光学顕微鏡および走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で金属組織を確認し、析出物の成分を透過型顕微鏡（ＴＥＭ）に装備されたエネルギー分散型Ｘ線分光装置（ＥＤＸ）により分析した。その際のＴＳ、Ｅｌ、λの値を表３に併記する。なお、表３中のＡ値、Ｂ値は表１と同様である。
【００６９】
表３に示すように、本発明例であるＮｏ．２７は、合金化溶融亜鉛めっきを行っても優れた伸びおよび伸びフランジ性を示したが、比較例であるＮｏ．２８はＭｏを含有していないため、析出物がＭｏを含まないものとなり、伸びフランジ性が著しく低い値となった。
【００７０】
【表３】
0003882577.tif 000004
【００７１】
［実施例４］
表４に示す成分組成の鋼を仕上げ温度９１０℃、巻取温度６００℃と６５０℃で熱間圧延を行った。得られた板厚３．２ｍｍの鋼板の組織を確認し、析出物の分析を行った後、鋼板よりＪＩＳ５号引張試験片を作成して引張試験を行った。６００℃巻取材と６５０℃巻取材とでＴＳの差をとり、巻き取り温度依存性を調査した。結果を表４に併記する。なお、表４に示すＮｏ．２９〜３２は、いずれもフェライト組織に本発明の炭化物が析出した組織を有していた。
【００７２】
表４に示すように、Ｂ値が０．００５％以下で上記（２）式を満たすＮｏ．２９〜３１はＴＳの差は小さく、巻取温度依存性が小さいが、上記（２）式を満たさないＮｏ．３２は巻取温度依存性が大きいことが確認された。
【００７３】
【表４】
0003882577.tif 000005
【００７４】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明によれば、成分組成を適切に調整することにより、微細な炭・窒化物が析出したフェライト組織を形成するので、伸びおよび伸びフランジ性に優れた高張力熱延鋼板を提供することができる。したがって、本発明は、自動車用足廻り部材の軽量化に大いに寄与するものである。
【図面の簡単な説明】
【図１】巻取温度とＴＳとの関係を示すグラフ。
【図２】Ｃ−［｛Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ｝×（１２／４８）＋（１２／９６）×Ｍｏ］の値とＴＳとの関係を示すグラフ。
【図３】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４】図３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５】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６】固溶Ｃ量と、引張試験により測定されたＥｌとの関係を示すグラフ。
【図１】
0003882577.tif 000006
【図２】
0003882577.tif 000007
【図３】
0003882577.tif 000008
【図４】
0003882577.tif 000009
【図５】
0003882577.tif 000010
【図６】
0003882577.tif 000011