(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ≦０．１％、
Ｓｉ≦０．５％、
Ｍｎ≦２％、
Ｐ≦０．０６％、
Ｓ≦０．０１％、
Ａｌ≦０．１％、
Ｎ≦０．００６％、
Ｃｒ≦０．５％、
Ｔｉ：０．０２〜０．２％
を含み、さらに
Ｍｏ：０．０５〜０．６％、
Ｗ：０．０１〜１．５％
から選ばれる１種以上を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、
鋳造後、熱間圧延してコイルに巻き取った後に、５７５〜７５０℃で熱処理する工程を経ることによって、体積％で９８％以上（ただし、９８％は除く）のフェライト組織に、以下の（１）式を満たす範囲で、Ｔｉと、ＭｏおよびＷのうち１種以上とを含む炭化物が分散析出され、
鋼板幅方向の中央部と端部の降伏応力の差が３０ＭＰａ以下であ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。
０．１≦Ｔｉ／［４８｛（Ｍｏ／９６）＋（Ｗ／１８４）｝］≦３．５  …（１）
ただし、上記（１）式中、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｗは各成分の質量％を表す。
【請求項２】
質量％で、
Ｃ≦０．１％、
Ｓｉ≦０．５％、
Ｍｎ≦２％、
Ｐ≦０．０６％、
Ｓ≦０．０１％、
Ａｌ≦０．１％、
Ｎ≦０．００６％、
Ｃｒ≦０．５％、
Ｔｉ：０．０２〜０．２％、
を含み、さらに
Ｍｏ：０．０５〜０．６％、
Ｗ：０．０１〜１．５％
から選ばれる１種以上を含み、かつ
Ｎｂ：０．００５〜０．１％、
Ｖ：０．０１〜０．１％
から選ばれる１種以上を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、
鋳造後、熱間圧延してコイルに巻き取った後に、５７５〜７５０℃で熱処理する工程を経ることによって、体積％で９８％以上（ただし、９８％は除く）のフェライト組織に、以下の（１）式を満たす範囲でＭｏおよびＷのうち１種以上とＴｉとを含む炭化物が分散析出され、
鋼板幅方向の中央部と端部の降伏応力の差が３０ＭＰａ以下であ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。
０．１≦Ｔｉ／［４８｛（Ｍｏ／９６）＋（Ｗ／１８４）｝］≦３．５  …（１）
ただし、上記（１）式中、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｗは各成分の質量％を表す。
【請求項３】
Ｃと、Ｔｉと、ＭｏおよびＷのうち１種以上とを以下の（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）＋（Ｗ／１８４）｝≦１．５  …（２）
ただし、上記（２）式中、Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｗは各成分の質量％を表す。
【請求項４】
Ｃと、Ｔｉと、ＭｏおよびＷのうち１種以上と、ＮｂおよびＶのうち１種以上を以下の（３）式を満足するように含有することを特徴とする請求項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）＋（Ｗ／１８４）＋（Ｎｂ／９３）＋（Ｖ／５１）｝≦１．５  …（３）
ただし、上記（３）式中、Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｂ、Ｖは各成分の質量％を表す。
【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項に記載の材質均一性に優れた高成形性高張力熱延鋼板。
【請求項６】
請求項１から請求項４のいずれかの成分組成を有する鋳片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、８００℃以上で仕上圧延を完了し、６７５℃以下で巻取った後、５７５〜７５０℃で熱処理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の製造方法。
【請求項７】
巻取後の熱処理を以下の（４）式を満たすように行うことを特徴とする請求項６に記載の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。
１６５００≦（Ｔ＋２７３）｛ｌｏｇ（ｔ）＋１６｝≦１９５００  …（４）
ただし、Ｔ：熱処理温度（℃）、ｔ：熱処理時間（秒）
【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成形性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に記載の高成形性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。また、自動車用部材は難加工であるため、加工性も要求されている。
【０００３】
特開平６−２００３５１号公報および特開平６−２８７６８５号公報には、フェライトを主体とする組織で、析出強化した高強度熱延鋼板に関する技術が提案されている。前者では、組織の大部分をポリゴナルフェライトにして所要の加工性を確保し、ＴｉＣを中心とした析出強化と固溶強化により高強度化を実現している。また、後者では、組織の大部分をフェライトにして所要の加工性を確保し、ＴｉとＣｕとの添加量を制御することによってＴｉＣおよびＣｕを中心とした析出強化と固溶強化によって高強度化している。
【０００４】
しかしながら、これらの鋼板では、ＴｉＣの析出温度が狭範囲であり、かつＴｉＣは熱的に不安定で粗大化しやすいため、熱延ランナウトテーブルからコイラにかけての幅方向中央部と端部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状のストリップの冷却速度変化等によって、鋼板幅方向中央部と端部とで降伏強度の不均一が生じるという問題があった。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
このように、従来技術では、比較的良好な加工性を有する高張力熱延鋼板が得られているものの、コイル内の引張特性の変動が大きくなるため、鋼板をプレス成形する際の形状凍結性や最終製品の強度特性に支障をきたしている。
【０００６】
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、特に幅方向の降伏強度の変動が小さく、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。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、コイル内の降伏強度の変動を小さくするために鋭意研究を重ねた結果、フェライト単相組織を、所定の原子比を満たす微細析出物で強化することにより、所望の範囲内の変動に低減可能であることを見出した。
【０００８】
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）〜（１０）を提供する。
【００１１】
（１）質量％で、Ｃ≦０．１％、Ｓｉ≦０．５％、Ｍｎ≦２％、Ｐ≦０．０６％、Ｓ≦０．０１％、Ａｌ≦０．１％、Ｎ≦０．００６％、Ｃｒ≦０．５％、Ｔｉ：０．０２〜０．２％を含み、さらにＭｏ：０．０５〜０．６％、Ｗ：０．０１〜１．５％から選ばれる１種以上を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、鋳造後、熱間圧延してコイルに巻き取った後に、５７５〜７５０℃で熱処理する工程を経ることによって、体積％で９８％以上（ただし、９８％は除く）のフェライト組織に、以下の（１）式を満たす範囲で、Ｔｉと、ＭｏおよびＷのうち１種以上とを含む炭化物が分散析出され、鋼板幅方向の中央部と端部の降伏応力の差が３０ＭＰａ以下であ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。
０．１≦Ｔｉ／［４８｛（Ｍｏ／９６）＋（Ｗ／１８４）｝］≦３．５  …（１）
ただし、上記（１）式中、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｗは各成分の質量％を表す。
【００１２】
（２）質量％で、Ｃ≦０．１％、Ｓｉ≦０．５％、Ｍｎ≦２％、Ｐ≦０．０６％、Ｓ≦０．０１％、Ａｌ≦０．１％、Ｎ≦０．００６％、Ｃｒ≦０．５％、Ｔｉ：０．０２〜０．２％、を含み、さらにＭｏ：０．０５〜０．６％、Ｗ：０．０１〜１．５％から選ばれる１種以上を含み、かつＮｂ：０．００５〜０．１％、Ｖ：０．０１〜０．１％から選ばれる１種以上を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、鋳造後、熱間圧延してコイルに巻き取った後に、５７５〜７５０℃で熱処理する工程を経ることによって、体積％で９８％以上（ただし、９８％は除く）のフェライト組織に、以下の（１）式を満たす範囲でＭｏおよびＷのうち１種以上とＴｉとを含む炭化物が分散析出され、鋼板幅方向の中央部と端部の降伏応力の差が３０ＭＰａ以下であ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。
０．１≦Ｔｉ／［４８｛（Ｍｏ／９６）＋（Ｗ／１８４）｝］≦３．５  …（１）
ただし、上記（１）式中、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｗは各成分の質量％を表す。
【００１３】
（３）上記（１）において、Ｃと、Ｔｉと、ＭｏおよびＷのうち１種以上とを以下の（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）＋（Ｗ／１８４）｝≦１．５  …（２）
ただし、上記（２）式中、Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｗは各成分の質量％を表す。
【００１４】
（４）上記（２）において、Ｃと、Ｔｉと、ＭｏおよびＷのうち１種以上と、ＮｂおよびＶのうち１種以上を以下の（３）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）＋（Ｗ／１８４）＋（Ｎｂ／９３）＋（Ｖ／５１）｝≦１．５  …（３）
ただし、上記（３）式中、Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｂ、Ｖは各成分の質量％を表す。
【００１５】
（５）上記（１）〜（４）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。
【００１６】
（６）上記（１）〜（４）のいずれかの成分組成を有する鋳片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、８００℃以上で仕上圧延を完了し、６７５℃以下で巻取った後、５７５〜７５０℃で熱処理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の製造方法。
【００１７】
（７）上記（６）において、巻取後の熱処理を以下の（４）式を満たすように行う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。
１６５００≦（Ｔ＋２７３）｛ｌｏｇ（ｔ）＋１６｝≦１９５００  …（４）
ただし、Ｔ：熱処理温度（℃）、ｔ：熱処理時間（秒）
【００１８】
（８）上記（１）〜（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成形性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成形性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）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）広い温度域で安定である炭化物が鋼板全域に均一微細に析出することにより、降伏強度の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上述のような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】
【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、質量％で、Ｃ≦０．１％、Ｓｉ≦０．５％、Ｍｎ≦２％、Ｐ≦０．０６％、Ｓ≦０．０１％、Ａｌ≦０．１％、Ｎ≦０．００６％、Ｃｒ≦０．５％、Ｔｉ：０．０２〜０．２％を含み、さらにＭｏ：０．０５〜０．６％、Ｗ：０．０１〜１．５％から選ばれる１種以上を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、鋳造後、熱間圧延してコイルに巻き取った後に、５７５〜７５０℃で熱処理する工程を経ることによって、体積％で９８％以上（ただし、９８％は除く）のフェライト組織に、以下の（１）を満たす範囲で、Ｔｉと、ＭｏおよびＷのうち１種以上とを含む炭化物が分散析出されたものであり、鋼板幅方向の中央部と端部の降伏応力の差が３０ＭＰａ以下である。また、さらに、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｖ：０．０１〜０．１％から選ばれる１種以上を含んでもよい。
０．１≦Ｔｉ／［４８｛（Ｍｏ／９６）＋（Ｗ／１８４）｝］≦３．５  …（１）
（ただし、上記（１）式中、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｗは各成分の重量％を表す。）
【００２３】
熱間圧延してコイルに巻き取った後に、熱処理する工程を経るのは、熱間圧延ままでは中央部と端部で差異の生じやすい微細炭化物の析出および組織をより均一化するためである。
【００２４】
マトリックスを体積％で９８％以上のフェライト組織と、実質的に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、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】
本発明では、具体的には断面組織観察などによる体積％で９８％以上となっていればよい。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】
マトリックスが実質的に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。Ｔｉと、ＭｏおよびＷの１種以上とを含む炭化物からなる微細析出物において、これら元素が適正比率となっていない場合には、ストリップやコイルの熱履歴により析出物の形態が変化しやすく、加熱による粗大化の進行が速い。このため、熱間圧延ままコイルでみられる幅方向中央部と端部で生じる冷却速度差やコイル外周部と中央部で生じる冷却速度差に起因するコイル内での強度変動は、そのコイルをさらに熱処理したとしても大きい。これは、加熱による粗大化の進行が速いため、熱延後の巻取り時に微細炭化物が析出していたところは熱処理により炭化物が粗大化し、巻取り時に未析出であったところで熱処理により微細炭化物が析出するといったようになり、やはりコイル内で強度変動が生じるためである。これに対して、Ｔｉと、ＭｏおよびＷの１種以上とを含む炭化物であって、これら元素が適正比率である場合、加熱による粗大化の進行が遅い。このため、熱間圧延ままコイルをさらにコイル内が均質なフェライト組織になるように５７５〜７５０℃で熱処理した際に、コイル全域において均質に微細炭化物が析出し、コイル内の強度変動が低減される。そして、強度変動のうちでも降伏強度の変動に対する効果が顕著である。
【００２７】
微細炭化物中のＴｉ、Ｍｏ、Ｗの質量％により計算される上記Ｔｉ／［４８｛（Ｍｏ／９６）＋（Ｗ／１８４）｝］の値を０．１〜３．５にしたのは、０．１未満あるいは３．５超の場合には、均質に微細炭化物が析出せず、材質変動を低減することができないからである。望ましくは０．７〜１．５である。
【００２８】
次に、上記組成について説明する。
Ｃ：
ＣはＴｉ、Ｍｏ、Ｗ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、その含有量が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０．０８％以下が望ましい。一方、５４０ＭＰａ以上の強度を維持するためには０．０１％以上含有させることが望ましい。
【００２９】
Ｔｉ：
ＴｉはＭｏ、Ｗとともに微細炭化物を形成し、鋼板の強度を担う。しかし、その含有量が０．０２％未満では必要な強度を確保するためには不十分であり、一方、０．２％を超えると変態点の著しい上昇を招き、仕上圧延をオーステナイト域で終了させることが困難となり加工性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量を０．０２〜０．２％とした。
【００３０】
Ｍｏ、Ｗ：
Ｍｏ、Ｗは、ともに微細炭化物の熱による粗大化を遅延し、熱間圧延後の熱処理工程を経ることでコイル内の強度変動を低減するのに有効であるため、少なくとも１種を添加する。Ｍｏが０．０５％未満では十分に炭化物として析出することができず、一方０．６％を超えると熱間強度が高くなり、熱間圧延が困難となる。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。また、Ｗが０．０１％未満では十分に炭化物として析出することができず、一方１．５％を超えると熱間強度が高くなり、熱間圧延が困難となる。したがって、Ｗ含有量を０．０１〜１．５％とした。
【００３１】
Ｎｂ、Ｖ：
Ｎｂ、Ｖはともに炭化物を形成し、鋼板の強度を担うのに有効であり、これらの少なくとも１種を添加することができる。しかし、Ｎｂが０．００５％未満ではＮｂ炭化物析出の効果を得ることができず、０．１％を超えると熱間強度が高くなって熱間圧延が困難となる。また、Ｖが０．０１％未満ではＶ炭化物析出の効果を得ることができず、０．１％を超えてもその効果が飽和する。したがって、Ｎｂを添加する場合には、その含有量を０．００５〜０．１％とし、Ｖを添加する場合には、その含有量を０．０１〜０．１％とする。
【００３２】
次に、上記Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｂ、Ｖ以外のＳｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｎ、Ｃｒについて説明する。
【００３３】
Ｓｉ：
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。さらには、０．２％以下が望ましい。
【００３４】
Ｍｎ：
Ｍｎは固溶強化元素として使用される。しかし、２％を超えると鋳造時の偏析が生じやすくなる。したがって、Ｍｎ含有量は２％以下が好ましい。
【００３５】
Ｐ：
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：
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、０．０１％以下が好ましい。さらに好ましくは０．００５％以下である
【００３７】
Ａｌ：
鋼中Ａｌは脱酸材として使用される。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：
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：
Ｃｒはフェライト変態抑制効果がある。仕上圧延後ランナウトテーブル上で７５０℃以上でフェライト変態が進行した場合、粗大なＴｉ、Ｍｏ、Ｗを含む炭化物が形成されてしまい、一度生成した粗大炭化物は、その後の熱履歴により再び微細化することはないため鋼を効果的に強化できなくなるが、Ｃｒを添加することにより、そのようなことを抑制することができる。しかし、Ｃｒが０．５％を超えると表面性状を劣化させることから、０．５％以下が好ましい。このような効果を有効に発揮させるためには０．０４％以上が好ましい。
【００４０】
また、本発明では、上記組成に加えて、以下の（２）式を満たすことが好ましい。
０．５≦（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）＋（Ｗ／１８４）｝≦１．５  …（２）
（ただし、上記（２）式中、Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｗは各成分の質量％を表す。）
これは、鋼中のＣと（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｗ）との原子数比、すなわち、（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）＋（Ｗ／１８４）｝の値が０．５〜１．５となるように、Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｗの含有量を調整することにより、強度確保に対して効果的にＴｉ、Ｍｏ、Ｗを含む炭化物が均質微細に分散析出しやすくなるからである。上記（２）式の値が０．５未満ではコイル全域での強度の均一化が図られず、１．５を超えると炭化物が粗大化するとともに伸びフランジ性を損ねるパーライトが形成され、強度および加工性を劣化させる。
【００４１】
また、Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｗに加え、Ｎｂ、Ｖの１種以上を添加する場合には、以下の（３）式を満たすことが好ましい。
０．５≦（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）＋（Ｗ／１８４）＋（Ｎｂ／９３）＋（Ｖ／５１）｝≦１．５  …（３）
（ただし、上記（３）式中、Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｂ、Ｖは各成分の質量％を表す。）
この場合も上記の場合と同様で、鋼中のＣと（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｗ＋Ｎｂ＋Ｖ）との原子数比、すなわち（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）＋（Ｗ／１８４）＋（Ｎｂ／９３）＋（Ｖ／５１）｝の値が０．５〜１．５となるように、Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｂ、Ｖの含有量を調整することにより、炭化物が均質微細に分散析出しやすくなるからである。上記（３）式の値が０．５未満ではコイル全域での強度の均一化が図られず、１．５を超えると炭化物が粗大化するとともに伸びフランジ性を損ねるパーライトが形成され、強度および加工性を劣化させる。
【００４２】
上記（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）＋（Ｗ／１８４）｝の値、および（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）＋（Ｗ／１８４）＋（Ｎｂ／９３）＋（Ｖ／５１）｝の値は０．８〜１．３がより望ましい。
【００４３】
なお、本発明の効果が維持される範囲で上記以外の元素を微量に添加してもよく、また他の不可避的な不純物元素が含有されていてもよい。
【００４４】
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、８００℃以上で仕上圧延を完了し、６７５℃以下で巻取った後、５７５〜７５０℃で熱処理する。
【００４５】
鋳片をオーステナイト単相域の温度にする：
熱間圧延する前に、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏ、Ｗの炭化物を固溶させるために鋳片をオーステナイト単相域の温度にする。望ましくは、１２００℃以上とする。
【００４６】
仕上圧延温度を８００℃以上：
仕上圧延温度は材質均一化のために重要である。８００℃未満では圧延中に炭化物の歪誘起析出が生じるが、この析出は高温で起こるため、炭化物が粗大化してしまい、その後の熱履歴において再び微細化することがなく、そのため、炭化物が強度上昇に有効に作用しない。よって、仕上圧延温度を８００℃以上とした。
【００４７】
巻取り温度を６７５℃以下：
本発明鋼では、熱延巻取り後、炭化物を析出させないか、あるいは炭化物を微細に析出させた状態とする必要がある。巻取温度が６７５℃を超えると、熱延巻取り後の炭化物が粗大化してしまい、その後の熱履歴により再び微細化することはないため、鋼を効果的に強化することができなくなる。このため、巻取温度を６７５℃以下とした。
【００４８】
５７５〜７５０℃で熱処理：
本発明では、熱間圧延して巻取ったコイルをさらに熱処理する。これにより、コイル全域での材質均一性を高める。熱処理温度が５７５℃未満では、コイル全域でフェライト組織および炭化物の析出の均質化が達成できず、７５０℃を超えると、炭化物が粗大化して強度が低下してしまう。
【００４９】
より好ましい熱延コイル巻取り後の熱処理条件は、以下の（４）式に示すものである。
１６５００≦（Ｔ＋２７３）｛ｌｏｇ（ｔ）＋１６｝≦１９５００  …（４）
（ただし、Ｔ：熱処理温度（℃）、ｔ：熱処理時間（秒））
このように、（Ｔ＋２７３）｛ｌｏｇ（ｔ）＋１６｝の値が１６５００以上になることにより、降伏強度の均一性がさらに高まる。ただし、その値が１９５００を超えると炭化物の粗大化が進み、本発明の特徴である炭化物による強化効果を有効に発揮させることが困難となる。
【００５０】
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。
【００５１】
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。
【００５２】
本発明の熱延鋼板は、成形性に優れ、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。
【００５３】
図１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。
【００５４】
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。
【００５５】
なお、図１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。
【００５６】
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。
【００５７】
図２は、図１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。
【００５８】
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２の（ａ））もあれば、設置しない場合（図２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２における「裁断」の意味は、図１における裁断と同じである。
【００５９】
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。
【００６０】
【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９００℃、巻取温度約６１０℃で熱間圧延を行い、板厚が２．３ｍｍの鋼板を作製した。そのコイルから引張試験用サンプルと穴広げ試験用サンプルを採取した後、前記熱延コイルを連続焼鈍設備で熱処理した。このとき、連続焼鈍設備内で加熱される条件は、７００℃、２分間であった。得られた最終熱処理鋼板から引張試験用サンプルと穴広げ試験用サンプルを採取するとともに、薄膜を採取し、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）による析出物の観察と析出物中のＴｉ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｂ、Ｖ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）で分析した。また、マトリックスの組織観察を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）により行った。これらの結果を表１に併記する。なお、表１中、Ａ値は、Ｔｉ／［４８｛（Ｍｏ／９６）＋（Ｗ／１８４）｝］の値を示し、Ｂ値は、（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）＋（Ｗ／１８４）｝または（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）＋（Ｗ／１８４）＋（Ｎｂ／９３）＋（Ｖ／５１）｝の値を示す。
【００６１】
引張試験は、幅方向中央部と最端部よりコイル長手方向にＪＩＳ５号試験片を採取して行った。幅方向での降伏応力の比較は、強度差の絶対値で行った。また、鋼板の伸びフランジ性（λ）を評価する穴広げ試験は、日本鉄鋼連盟規格に従って行った。これら特性を表２に示す。
【００６２】
表１に示すように、Ｎｏ．１〜１３は、化学成分組成が本発明の範囲内であり、マトリックス組織がフェライトであり、析出物のＡ値が０．１以上３．５以下であって、本発明例であり、表２に示すように、良好な材質特性および材質均一性を得ることができた。
【００６３】
一方、Ｃが多量に含まれているＮｏ．１４では、パーライトが生成し、伸びフランジ性が低下しているとともに熱処理後の幅方向中央部と端部の降伏強度も不均一である。パーライトが形成され、Ａ値が０．１未満であるＮｏ．１５では、伸びフランジ性が特に低く、熱処理後の幅方向中央部と端部の降伏強度も不均一である。Ａ値が０．１未満で、Ｂ値が０．５未満であるＮｏ．１６でも、熱処理後に幅方向中央部と端部の降伏強度不均一が解消されていない。Ａ値が０．１未満で、Ｂ値が１．５を超えるＮｏ．１７では、パーライトが生成するため伸びフランジ性が低く、熱処理後に幅方向中央部の強度低下が大きくかつ幅方向中央部と端部の降伏強度不均一が解消されていない。Ａ値が３．５を超えるＮｏ．１８では、熱処理後の幅方向での降伏強度不均一が解消されていない。
【００６４】
【表１】
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【００６５】
【表２】
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【００６６】
（実施例２）
表１に示した鋼Ｎｏ．６の鋳造片を用いて、加熱温度１２５０℃、仕上げ圧延温度約９００℃、巻取温度約６００℃で熱間圧延を行い、板厚２．３ｍｍの熱延コイルを作製した。そのコイルから、幅方向中央部と端部から引張試験用サンプルを採取し、種々の条件で熱処理を行った。図３にその際の熱処理温度および熱処理時間における、幅方向中央部と端部の降伏強度の応力差ΔＹＳを示す。この図に示すように、熱処理温度が５５０℃ではΔＹＳが熱延ままからあまり低下していないが、６００〜８００℃ではΔＹＳが３０ＭＰａ以下となった。この結果から熱処理温度が５７５℃以上で低いΔＹＳが得られることが把握される。また、図４にその際の熱処理温度および熱処理時間における、幅方向中央部の引張強度ＴＳを示す。この図に示すように、熱処理温度が７５０℃を超えるとＴＳが大幅に低下し、炭化物による強化効果が消滅していることが把握される。
【００６７】
図３で得られた熱処理温度および時間とΔＹＳの値とから、（Ｔ＋２７３）｛ｌｏｇ（ｔ）＋１６｝とΔＹＳとの関係を求めた。その結果を図５に示す。図５に示すように、（Ｔ＋２７３）｛ｌｏｇ（ｔ）＋１６｝が１６５００以上で特にΔＹＳが低減されることが確認された。また、図４で得られた熱処理温度および時間と幅方向中央部の引張強度ＴＳの値とから、（Ｔ＋２７３）｛ｌｏｇ（ｔ）＋１６｝と幅方向中央部の引張強度ＴＳとの関係を求めた。その結果を図６に示す。図６に示すように、（Ｔ＋２７３）｛ｌｏｇ（ｔ）＋１６｝が１９５００以下で特にＴＳの低下が小さくなることが確認された。
【００６８】
【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、鋳造後、熱間圧延してコイルに巻き取った後に、熱処理する工程を経ることによって、実質的にフェライト組織に、特定組成のＴｉと、ＭｏおよびＷのうち１種以上とを含む炭化物が分散析出させた構成としたので、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、広い温度域で安定である炭化物が鋼板全域に均一微細に析出することにより、降伏強度の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上述のような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。
【図面の簡単な説明】
【図１】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２】図１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３】種々の熱処理温度および熱処理時間における、幅方向中央部と端部の降伏強度の応力差ΔＹＳを示すグラフ。
【図４】種々の熱処理温度および熱処理時間における、幅方向中央部の引張強度ＴＳを示すグラフ。
【図５】図３で得られた熱処理温度および時間とΔＹＳの値とから求めた、（Ｔ＋２７３）｛ｌｏｇ（ｔ）＋１６｝とΔＹＳとの関係を示すグラフ。
【図６】図４で得られた熱処理温度および時間と幅方向中央部の引張強度ＴＳの値とから求めた、（Ｔ＋２７３）｛ｌｏｇ（ｔ）＋１６｝と幅方向中央部の引張強度ＴＳとの関係を示すグラフ。
【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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【図６】
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