JP2005314798A - 伸びフランジ性と疲労特性に優れた高延性熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】TS≧780MPaの高強度で、強度−伸びバランス、疲労特性（耐久比）、伸びフランジ性のバランスに優れた高延性熱延鋼板を提供する。
【解決手段】Ti：0.05〜0.3％を必須成分として含有し、主相がフェライト、第２相が主にベイナイトおよび残留オーステナイトからなる鋼において、鋼組織全体に対する主相フェライトの体積占有率を60％以上、同じく第２相の体積占有率を10％以上、かつ第２相中の残留オーステナイトの体積占有率を８％以上とし、また主相フェライト中の結晶粒径が４μm 以下のものの個数比率を80％以上、フェライト全体の平均結晶粒径を３μm 以下とし、第２相中の残留オーステナイトの結晶粒径が３μm 以下であるものの個数比率を60％以上、かつ残留オーステナイト全体の平均結晶粒径を2.5μm 以下とし、さらに主相フェライトと第２相の硬度差を平均で1.5以下とする。
【選択図】なし
【解決手段】Ti：0.05〜0.3％を必須成分として含有し、主相がフェライト、第２相が主にベイナイトおよび残留オーステナイトからなる鋼において、鋼組織全体に対する主相フェライトの体積占有率を60％以上、同じく第２相の体積占有率を10％以上、かつ第２相中の残留オーステナイトの体積占有率を８％以上とし、また主相フェライト中の結晶粒径が４μm 以下のものの個数比率を80％以上、フェライト全体の平均結晶粒径を３μm 以下とし、第２相中の残留オーステナイトの結晶粒径が３μm 以下であるものの個数比率を60％以上、かつ残留オーステナイト全体の平均結晶粒径を2.5μm 以下とし、さらに主相フェライトと第２相の硬度差を平均で1.5以下とする。
【選択図】なし
Description
本発明は、主に自動車用鋼板としての用途に供して好適な熱延鋼板およびその製造方法に関し、特に引張強度が780MPa以上の高強度範囲において、伸びフランジ性、疲労特性および延性の有利な改善を図ろうとするものである。
自動車の衝突時における安全性の向上および燃費の低減の観点から、板厚を薄くして自動車の軽量化を図ると同時に、これまでと同等以上の剛性を実現すべく、自動車車体に使用される鋼板には、高成形性と共に高強度が要求され、これらの観点から開発が進められている。
このような要求に応えるものとして、フェライトとマルテンサイトからなる複合組織を有する鋼板（以下、ＤＰ鋼板と呼ぶ）や、フェライト、ベイナイト、残留オーステナイトからなる複合組織を有する鋼板（以下、変態誘起塑性型鋼板と呼ぶ）が開発されてきた。
このような要求に応えるものとして、フェライトとマルテンサイトからなる複合組織を有する鋼板（以下、ＤＰ鋼板と呼ぶ）や、フェライト、ベイナイト、残留オーステナイトからなる複合組織を有する鋼板（以下、変態誘起塑性型鋼板と呼ぶ）が開発されてきた。
ＤＰ鋼板は、延性の点で変態誘起塑性型鋼板より劣り、その強度と延性のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）は20000MPa・％以下である。
一方、変態誘起塑性型鋼板は、変形時に残留オーステナイトがマルテンサイトに変態することで高延性を示し、ＴＳ×Ｅｌは20000MPa・％を超えることが可能である。
一方、変態誘起塑性型鋼板は、変形時に残留オーステナイトがマルテンサイトに変態することで高延性を示し、ＴＳ×Ｅｌは20000MPa・％を超えることが可能である。
例えば、特許文献１には、Ｃ，Si，Mnを基本成分として含有する鋼を、圧下率：80％以上、圧延終了温度：780〜900℃で熱間圧延し、仕上圧延終了後、40℃/s未満の冷却速度で冷却を開始し、仕上圧延温度や仕上圧延速度から決まる所定温度で冷却を終了し、ついで冷却速度：40℃/s以上で冷却し、350〜550℃で巻き取ることにより、ポリゴナルフェライトの占積率が61％以下で、ポリゴナルフェライトの占積率と粒径の比が18以上で、しかもベイナイトと残留オーステナイトからなる第２相を有し、かつその第２相中の残留オーステナイトが５％以上である鋼組織を有する熱延鋼板の製造方法が開示されている。そして、この熱延鋼板では、ＴＳ×Ｅｌ＝20000MPa・％を達成することが可能である。
しかしながら、上記の技術では、高強度鋼板に要求される伸びフランジ性については何ら考慮が払われていない。伸びフランジ性は、一般に穴拡げ試験により求められる穴拡げ率で評価されるもので、引張試験で得られる機械的性質における局部伸びに対応し、第２相の分率が高いほど低下し易いと言われている。従って、変態誘起塑性型鋼板の場合、残留オーステナイトを多くして延性を向上させようとすると伸びフランジ性が低下する傾向にあり、高延性と高伸びフランジ性を両立することは極めて難しかった。
また、特許文献２には、ＴＳ×T.Ｅｌ≧2000 kgf・％（19600MPa・％）とし、さらに伸びフランジ性を向上させた熱延鋼板を得るために、Ｃ：0.05〜0.15％、Si：0.5〜3.0％、Mn：0.5〜3.0％、Ｐ≦0.02％、Ｓ≦0.01％、Al：0.005〜0.10％およびFeを主成分とする鋼を、熱間圧延するに当たり、仕上圧延終了温度を（Ａr3−50℃）〜（Ａr3＋50℃）の範囲として全圧下率が80％以上の仕上圧延を行い、仕上圧延終了後、１段冷却あるいは２段冷却あるいは３段冷却を行うことにより、フェライト、ベイナイト、残留オーステナイトの３相で構成され、かつフェライト占積率（ＶＦ）とフェライト粒径（ｄＦ）の比（ＶＦ／ｄＦ）が20以上で、２μm 以下の残留オーステナイト占積率が５％以上となる鋼組織を得る技術が開示されている。
しかしながら、この技術では、穴拡げ率が高々73％（ｄ／ｄ0＝1.73）程度しか得られておらず、自動車用足回り部品としては適用が限定されるという問題があった。
しかしながら、この技術では、穴拡げ率が高々73％（ｄ／ｄ0＝1.73）程度しか得られておらず、自動車用足回り部品としては適用が限定されるという問題があった。
さらに、特許文献３には、Ｃ：0.05〜0.40％、Si：0.8〜2.5％、Mn：0.8〜2.5％、Al：0.1％未満を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる鋼を素材とし、仕上圧延の後段２スタンド以上のロール間で鋼板を加熱し、｛（Ａr3−50℃）〜（Ａr3＋100℃）｝の温度域における合計圧下率を30％以上として仕上圧延を行ったのち、１段もしくは３段の冷却方法により、５％以上の残留オーステナイトを含む結晶粒度番号が12以上のポリゴナルフェライトからなる延性と穴拡げ性に優れた高加工性熱延高張力鋼板を製造する技術が開示されている。
しかしながら、この技術に従い、仕上圧延機の後段において鋼板を加熱するための設備をスタンド間に設置したとしても、ライン速度が1000 mpm（時速：60km）の高速で通板する鋼板を1000mm以上の全幅にわたって短時間で均一に加熱することは、実機では困難であり、鋼板の幅方向、長手方向での材質ばらつきの要因となる。
しかしながら、この技術に従い、仕上圧延機の後段において鋼板を加熱するための設備をスタンド間に設置したとしても、ライン速度が1000 mpm（時速：60km）の高速で通板する鋼板を1000mm以上の全幅にわたって短時間で均一に加熱することは、実機では困難であり、鋼板の幅方向、長手方向での材質ばらつきの要因となる。
この点、発明者らは、先に、上記の問題を解決するものとして、Tiを必須とする鋼組成において、熱間圧延後に生成するフェライトを平均粒径ｄｆで0.8μm以上、5.0μm以下に微細化し、また未変態オーステナイトから生成するベイナイトおよび／または最終的に残留したオーステナイトよりなる第２相の平均粒径ｄｓに対するｄｆの比ｄｆ／ｄｓが５以上、第２相間距離Ｌが２ｄｓ以上である微細均一組織を実現する技術を開発し、特許文献４において開示した。
この技術の開発により、従来よりも強度と延性−伸びフランジ性バランスが格段に向上し、自動車用材などの用途において大きな期待が寄せられている。
この技術の開発により、従来よりも強度と延性−伸びフランジ性バランスが格段に向上し、自動車用材などの用途において大きな期待が寄せられている。
本発明は、上掲した特許文献４の技術の改良に係り、ＴＳ≧780MPaの高強度で、強度−伸びバランス、疲労特性（耐久比）、伸びフランジ性のバランスを一層向上させ、ＴＳ×Ｅｌ≧22000MPa・％、ＴＳ×λ≧65000MPa・％、疲労限（ＦＬ）とＴＳとの比（ＦＬ／ＴＳ）≧0.55を実現した、伸びフランジ性と疲労特性に優れた高延性熱延鋼板を、その有利な製造方法と共に提案することを目的とする。
さて、発明者らは、上記の目的を達成すべく鋭意研究を重ねた結果、Tiを必須とする鋼組成とし、熱間圧延後に生成するフェライトを微細化し、さらに未変態オーステナイトから生成するベイナイと残留オーステナイトからなる第２相を微細にし、かつフェライトと第２相の硬度差を小さくすることによって、極めて高い伸びフランジ性と延性を有し、しかも成形後の疲労特性に優れる鋼板が得られることの知見を得た。
本発明は、上記の知見に立脚するものである。
本発明は、上記の知見に立脚するものである。
すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
（１）質量％で、Ｃ：0.05〜0.2％、Si：0.5〜2.5％、Mn：1.0〜3.0％、Ｐ：0.1％以下、Al：0.10％以下、Ｓ：0.003％以下およびTi：0.05〜0.3％を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になり、主相としてフェライト、第２相として主にベイナイトおよび残留オーステナイトからなる鋼組織を有し、
鋼組織全体に対する上記主相フェライトの体積占有率が60％以上、鋼組織全体に対する上記第２相の体積占有率が10％以上で、かつ鋼組織全体に対する第２相中の残留オーステナイトの体積占有率が８％以上であり、
主相フェライト中において結晶粒径が４μm 以下のものの個数比率が80％以上で、かつフェライト全体の平均結晶粒径が３μm 以下であり、また第２相中の残留オーステナイトの結晶粒径が３μm 以下であるものの個数比率が60％以上で、かつ残留オーステナイト全体の平均結晶粒径が 2.5μm 以下であり、
上記主相フェライトと第２相の硬度差が平均で 1.5以下である
ことを特徴とする伸びフランジ性と疲労特性に優れた高延性熱延鋼板。
（１）質量％で、Ｃ：0.05〜0.2％、Si：0.5〜2.5％、Mn：1.0〜3.0％、Ｐ：0.1％以下、Al：0.10％以下、Ｓ：0.003％以下およびTi：0.05〜0.3％を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になり、主相としてフェライト、第２相として主にベイナイトおよび残留オーステナイトからなる鋼組織を有し、
鋼組織全体に対する上記主相フェライトの体積占有率が60％以上、鋼組織全体に対する上記第２相の体積占有率が10％以上で、かつ鋼組織全体に対する第２相中の残留オーステナイトの体積占有率が８％以上であり、
主相フェライト中において結晶粒径が４μm 以下のものの個数比率が80％以上で、かつフェライト全体の平均結晶粒径が３μm 以下であり、また第２相中の残留オーステナイトの結晶粒径が３μm 以下であるものの個数比率が60％以上で、かつ残留オーステナイト全体の平均結晶粒径が 2.5μm 以下であり、
上記主相フェライトと第２相の硬度差が平均で 1.5以下である
ことを特徴とする伸びフランジ性と疲労特性に優れた高延性熱延鋼板。
（２）上記（１）において、前記鋼板が、さらに質量％で、Nb：0.1％以下、Mo：1.0％以下、Cu：1.0％以下、Ni：1.0％以下、Cr：1.0％以下、Ｗ：0.05％以下、Ｖ：0.1％以下、Ｂ：0.005％以下およびCa：0.015％以下のうちから選んだ１種または２種以上を含有する組成になることを特徴とする伸びフランジ性と疲労特性に優れた高延性熱延鋼板。
（３）質量％で、Ｃ：0.05〜0.2％、Si：0.5〜2.5％、Mn：1.0〜3.0％、Ｐ：0.1％以下、Al：0.10％以下、Ｓ：0.003％以下およびTi：0.05〜0.3％を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼スラブを、1150℃以下のスラブ加熱温度（SRT）に加熱後、熱間圧延を実施するに当たり、粗圧延後、仕上圧延を行うに際し、（SRT−60℃）から（SRT−150℃）の温度域において、仕上圧延機の前段３スタンドのうち少なくとも２スタンドについては、各スタンドの圧下率を30％以上とし、かつ前段３スタンドの合計圧下率を60％以上とし、しかも上記温度域での圧延を1.5秒以内で行うと共に、圧延終了温度：850〜950℃の条件で 仕上圧延を終了し、仕上圧延終了後、２秒以内に50℃/s以上の冷却速度で第１段冷却を開始し、第１段冷却を750〜600℃で終了し、この温度域に５〜15秒保持したのち、30℃/s以上の冷却速度で第２段の冷却を開始し、500〜250℃の温度範囲で巻き取ることを特徴とする伸びフランジ性と疲労特性に優れた高延性熱延鋼板の製造方法。
（４）上記（３）において、前記鋼スラブが、さらに質量％で、Nb：0.1％以下、Mo：1.0％以下、Cu：1.0％以下、Ni：1.0％以下、Cr：1.0％以下、Ｗ：0.05％以下、Ｖ：0.1％以下、Ｂ：0.005％以下およびCa：0.015％以下のうちから選んだ１種または２種以上を含有する組成になることを特徴とする伸びフランジ性と疲労特性に優れた高延性熱延鋼板の製造方法。
本発明に従い、Tiを必須とした鋼組成とし、熱間圧延後に生成するフェライトを微細化すると共に、未変態オーステナイトから生成するベイナイトおよび残留オーステナイトからなる第２相を微細にし、かつフェライトと第２相の硬度差を小さくすることにより、ＴＳが780MPa以上の高強度鋼において、極めて高い伸びフランジ性と延性が得られ、その結果、自動車の軽量化と衝突安全性を両立させることができる。
また、組織の適正化によって、成形後の疲労特性が著しく向上し、特に自動車用足回り部材として耐久性が重要な部材の高強度化が達成される。
また、組織の適正化によって、成形後の疲労特性が著しく向上し、特に自動車用足回り部材として耐久性が重要な部材の高強度化が達成される。
以下、本発明を具体的に説明する。
まず、本発明において、鋼板および鋼スラブの成分組成を前記の範囲に限定した理由について説明する。なお、成分に関する「％」表示は特に断らない限り質量％を意味するものとする。
Ｃ：0.05〜0.2％
Ｃは、TiＣの形成に有用なだけでなく、Ｃ自身がオーステナイトに濃化して、高延性に必要な量の残留オーステナイトを得るのに有効な元素であり、少なくとも0.05％を必要とする。一方、溶接性の劣化防止の観点から上限を0.2％とする。
まず、本発明において、鋼板および鋼スラブの成分組成を前記の範囲に限定した理由について説明する。なお、成分に関する「％」表示は特に断らない限り質量％を意味するものとする。
Ｃ：0.05〜0.2％
Ｃは、TiＣの形成に有用なだけでなく、Ｃ自身がオーステナイトに濃化して、高延性に必要な量の残留オーステナイトを得るのに有効な元素であり、少なくとも0.05％を必要とする。一方、溶接性の劣化防止の観点から上限を0.2％とする。
Si：0.5〜2.5％
Siは、高延性化に必要な残留オーステナイト量を得るために少なくとも0.5％を必要とするが、2.5％を超えて添加してもその効果は飽和し、むしろコストアップとなるため、上限を2.5％とする。好ましくは1.0〜2.0％の範囲である。
Siは、高延性化に必要な残留オーステナイト量を得るために少なくとも0.5％を必要とするが、2.5％を超えて添加してもその効果は飽和し、むしろコストアップとなるため、上限を2.5％とする。好ましくは1.0〜2.0％の範囲である。
Mn：1.0〜3.0％
Mnは、第２相組織すなわちベイナイトと残留オーステナイトを適量存在させるために必要な元素である。そのためには、少なくとも1.0％の添加を必要とする。一方、過剰な添加は巻取り後のベイナイト変態を抑制し、残留オーステナイト量を減少させるので、上限を3.0％とする。好ましくは1.0〜2.5％の範囲である。
Mnは、第２相組織すなわちベイナイトと残留オーステナイトを適量存在させるために必要な元素である。そのためには、少なくとも1.0％の添加を必要とする。一方、過剰な添加は巻取り後のベイナイト変態を抑制し、残留オーステナイト量を減少させるので、上限を3.0％とする。好ましくは1.0〜2.5％の範囲である。
Ｐ：0.1％以下
Ｐは、延性を低下させることなく高強度化に寄与する元素であり、所望の強度を得る上では0.005％以上含有させることが好ましいが、含有量が0.1％を超えるとＰが粒界に偏析して脆化の原因となるため、0.1％以下の範囲で含有させることができる。好ましくは0.005〜0.05％の範囲である。
Ｐは、延性を低下させることなく高強度化に寄与する元素であり、所望の強度を得る上では0.005％以上含有させることが好ましいが、含有量が0.1％を超えるとＰが粒界に偏析して脆化の原因となるため、0.1％以下の範囲で含有させることができる。好ましくは0.005〜0.05％の範囲である。
Al：0.10％以下
Alは、脱酸剤として有用な元素であり、0.01％以上含有していることが好ましいが、0.10％を超えて含有させてもその効果は飽和するので、上限を0.10％とする。好ましくは0.01〜0.07％の範囲である。
Alは、脱酸剤として有用な元素であり、0.01％以上含有していることが好ましいが、0.10％を超えて含有させてもその効果は飽和するので、上限を0.10％とする。好ましくは0.01〜0.07％の範囲である。
Ｓ：0.003％以下
Ｓは、伸びフランジ性の改善には少ないほど好ましいが、0.003％までは許容できるので、含有量の上限を0.003％とする。なお、0.0005％より少なくしてもその効果は小さく、むしろ精錬時のコストアップを招くので、0.0005％を下限とすることが望ましい。より好ましくは0.0005〜0.002％の範囲である。
Ｓは、伸びフランジ性の改善には少ないほど好ましいが、0.003％までは許容できるので、含有量の上限を0.003％とする。なお、0.0005％より少なくしてもその効果は小さく、むしろ精錬時のコストアップを招くので、0.0005％を下限とすることが望ましい。より好ましくは0.0005〜0.002％の範囲である。
Ti：0.05〜0.3％
Tiは、本発明において最も重要な元素である。Tiは、熱間圧延前の加熱の段階で加熱温度が比較的低温であればTiＣとして存在する。多量のTiＣの存在により加熱時の熱間圧延前におけるオーステナイト粒径が80μm 以下となり、オーステナイトの粗大化が抑制される。このように微細なオーステナイト粒が熱間圧延前から存在することにより、熱間圧延時に再結晶が進行し、微細な結晶粒が形成されると共に、均一な結晶粒となる。
なお、TiＣもしくはTiには、熱間圧延後のオーステナイト粒の再結晶を抑制する作用はなく、熱間圧延後加工されたオーステナイト粒は直ちに再結晶し、微細な再結晶オーステナイト粒を生成する。
そして、熱間圧延終了後、微細なオーステナイトの粒界近傍から速やかにフェライト変態が生じ、フェライト生成サイトの増加により第２相のオーステナイトも微細となる。微細なオーステナイトは、巻取り後に微細なベイナイトに変態するが、その際に固溶Ｃが未変態のオーステナイト相中に濃化し、オーステナイトを安定化させる。その結果、室温まで冷却した後も一部のオーステナイトは安定して存在する。
Tiは、本発明において最も重要な元素である。Tiは、熱間圧延前の加熱の段階で加熱温度が比較的低温であればTiＣとして存在する。多量のTiＣの存在により加熱時の熱間圧延前におけるオーステナイト粒径が80μm 以下となり、オーステナイトの粗大化が抑制される。このように微細なオーステナイト粒が熱間圧延前から存在することにより、熱間圧延時に再結晶が進行し、微細な結晶粒が形成されると共に、均一な結晶粒となる。
なお、TiＣもしくはTiには、熱間圧延後のオーステナイト粒の再結晶を抑制する作用はなく、熱間圧延後加工されたオーステナイト粒は直ちに再結晶し、微細な再結晶オーステナイト粒を生成する。
そして、熱間圧延終了後、微細なオーステナイトの粒界近傍から速やかにフェライト変態が生じ、フェライト生成サイトの増加により第２相のオーステナイトも微細となる。微細なオーステナイトは、巻取り後に微細なベイナイトに変態するが、その際に固溶Ｃが未変態のオーステナイト相中に濃化し、オーステナイトを安定化させる。その結果、室温まで冷却した後も一部のオーステナイトは安定して存在する。
以上のような効果を得るためには、Tiは0.05％以上含有させる必要がある。しかしながら、過剰に含有させると再結晶が著しく阻害され、硬質化して材質が劣化するだけでなく、製鋼工程における鋳込み時に、ノズル詰まり等の不具合が生じるため、含有量の上限を0.3％とした。好ましくは0.08〜0.2％の範囲である。
以上、必須成分について説明したが、本発明では、その他にも、以下の元素の１種または２種以上を適宜含有させることができる。
Nb：0.1％以下
Nbは、Tiと同様、加熱時にNbＣを形成して微細なオーステナイト粒を形成する効果があるため、Tiと重複して添加することができる。なお、NbＣの存在によってのみ熱間圧延前のオーステナイト粒を80μm 以下に微細化しようとすると多量のNbＣの存在が必要となるが、一方で多量のNbＣもしくはNbが存在すると、熱間圧延後の再結晶が著しく阻害されるため、NbはTiと重複して添加する必要がある。この効果を得る上ではNbは0.01％以上含有することが好ましい。しかしながら、含有量が0.1％を超えると再結晶が著しく阻害され、硬質化して材質が低下するため、上限を0.1％とする。好ましくは0.05％以下である。
Nb：0.1％以下
Nbは、Tiと同様、加熱時にNbＣを形成して微細なオーステナイト粒を形成する効果があるため、Tiと重複して添加することができる。なお、NbＣの存在によってのみ熱間圧延前のオーステナイト粒を80μm 以下に微細化しようとすると多量のNbＣの存在が必要となるが、一方で多量のNbＣもしくはNbが存在すると、熱間圧延後の再結晶が著しく阻害されるため、NbはTiと重複して添加する必要がある。この効果を得る上ではNbは0.01％以上含有することが好ましい。しかしながら、含有量が0.1％を超えると再結晶が著しく阻害され、硬質化して材質が低下するため、上限を0.1％とする。好ましくは0.05％以下である。
Mo：1.0％以下、Cu：1.0％以下、Ni：1.0％以下、Cr：1.0％以下、Ｗ：0.05％以下
Mo，Cu，Ni，CrおよびＷはそれぞれ、固溶強化ならびに組織強化による高強度化に有効な元素である。それぞれ、上記効果を得る上ではMo：0.01％以上、Cu：0.01％以上、Ni：0.01％以上、Cr：0.01％以上、Ｗ：0.01％以上のうちから選んだ１種または２種以上を含有させることが好ましい。しかしながら、いずれも多量に添加すると熱間加工性を低下させると共に、コストアップになるため、Mo，Cu，Ni，Crは上限を1.0％、Ｗは上限を0.05％とする。
Mo，Cu，Ni，CrおよびＷはそれぞれ、固溶強化ならびに組織強化による高強度化に有効な元素である。それぞれ、上記効果を得る上ではMo：0.01％以上、Cu：0.01％以上、Ni：0.01％以上、Cr：0.01％以上、Ｗ：0.01％以上のうちから選んだ１種または２種以上を含有させることが好ましい。しかしながら、いずれも多量に添加すると熱間加工性を低下させると共に、コストアップになるため、Mo，Cu，Ni，Crは上限を1.0％、Ｗは上限を0.05％とする。
Ｖ：0.1％以下
Ｖは、析出強化による高強度化に有効であるが、含有量が0.1％を超えると再結晶が著しく阻害され、硬質化して材質が低下するので、上限を0.1％とする。好ましくは0.05％以下である。なお、上記効果を得る上では、Ｖは0.005％以上含有することが好ましい。
Ｖは、析出強化による高強度化に有効であるが、含有量が0.1％を超えると再結晶が著しく阻害され、硬質化して材質が低下するので、上限を0.1％とする。好ましくは0.05％以下である。なお、上記効果を得る上では、Ｖは0.005％以上含有することが好ましい。
Ｂ：0.005％以下
Ｂは、組織強化に有効な元素であるが、0.005％を超えて含有すると再結晶が著しく阻 害され、硬質化して材質が低下するので、上限を0.005％とする。好ましくは0.002％以下である。なお、上記効果を得る上では、Ｂは0.0005％以上含有することが好ましい。
Ｂは、組織強化に有効な元素であるが、0.005％を超えて含有すると再結晶が著しく阻 害され、硬質化して材質が低下するので、上限を0.005％とする。好ましくは0.002％以下である。なお、上記効果を得る上では、Ｂは0.0005％以上含有することが好ましい。
Ca：0.015％以下
Caは、介在物の形態を制御し、伸びフランジ性を向上させる目的で添加することができる。しかしながら、過剰に含有させると介在物に起因した発錆が生じ易くなり、耐蝕性が低下するため、上限を0.015％とする。なお、上記効果を得る上では、Caは0.0005％以上含有することが好ましい。
Caは、介在物の形態を制御し、伸びフランジ性を向上させる目的で添加することができる。しかしながら、過剰に含有させると介在物に起因した発錆が生じ易くなり、耐蝕性が低下するため、上限を0.015％とする。なお、上記効果を得る上では、Caは0.0005％以上含有することが好ましい。
次に、鋼組織の限定理由について説明する。
鋼組織全体に対するフェライトの体積占有率：60％以上、結晶粒径が４μm 以下であるフェライトの個数比率：80％以上、フェライト全体の平均結晶粒径：３μm 以下
フェライトは、軟質で延性に富み、材料の延性および伸びフランジ性を確保する上で有用であるため、本発明では、このフェライトを主相として、鋼組織全体に対する体積占有率を60％以上とする。また、かかるフェライトの粒径は均一微細である必要があり、粗大な結晶粒の存在は延性、伸びフランジ性を低下させるため、平均結晶粒径だけでなく、４μm 以下である個数比率を80％以上とする必要がある。さらに、平均結晶粒径が３μm 超えであると延性と伸びフランジ性を両立する特性が得られないので、フェライト全体の平均結晶粒径は３μm 以下とする。
鋼組織全体に対するフェライトの体積占有率：60％以上、結晶粒径が４μm 以下であるフェライトの個数比率：80％以上、フェライト全体の平均結晶粒径：３μm 以下
フェライトは、軟質で延性に富み、材料の延性および伸びフランジ性を確保する上で有用であるため、本発明では、このフェライトを主相として、鋼組織全体に対する体積占有率を60％以上とする。また、かかるフェライトの粒径は均一微細である必要があり、粗大な結晶粒の存在は延性、伸びフランジ性を低下させるため、平均結晶粒径だけでなく、４μm 以下である個数比率を80％以上とする必要がある。さらに、平均結晶粒径が３μm 超えであると延性と伸びフランジ性を両立する特性が得られないので、フェライト全体の平均結晶粒径は３μm 以下とする。
鋼組織全体に対する主にベイナイトおよび残留オーステナイトからなる第２相の体積占有率：10％以上、第２相中の残留オーステナイトの組織全体に対する体積占有率：８％以上、結晶粒径が３μm 以下である残留オーステナイトの個数比率：60％以上、残留オーステナイト全体の平均結晶粒径：2.5μm 以下
鋼組織全体に対する第２相の体積占有率を10％以上とする。これは、目的とする引張強度（ＴＳ）：780MPa以上、ＴＳ×Ｅｌ≧22000MPa・％、ＴＳ×λ≧65000MPa・％、疲労特性（ＦＬ／ＴＳ）≧0.55を達成するために必要である。特に第２相中の残留オーステナイトは本発明において重要であり、その鋼組織全体に対する体積占有率が８％より少ないと変態誘起塑性効果としての高延性が達成できない。また、第２相は主相であるフェライトに比べて硬質であるため、その粒径が大きいと伸びフランジ性の亀裂の発生元となり、伸びフランジ性の低下を招くため、粒径と量が重要である。結晶粒径が３μm 以下である残留オーステナイトの個数比率が60％に満たないと所望の特性が得られない。また、残留オーステナイト全体の平均結晶粒径が2.5μm 超であると伸びフランジ性を阻害する。
そこで、結晶粒径が３μm 以下である残留オーステナイトの個数比率は60％以上、残留オーステナイト全体の平均結晶粒径は2.5μm以下に制限した。なお、残留オーステナイト全体の平均結晶粒径は2.0μm 以下とすることがより好ましい。
鋼組織全体に対する第２相の体積占有率を10％以上とする。これは、目的とする引張強度（ＴＳ）：780MPa以上、ＴＳ×Ｅｌ≧22000MPa・％、ＴＳ×λ≧65000MPa・％、疲労特性（ＦＬ／ＴＳ）≧0.55を達成するために必要である。特に第２相中の残留オーステナイトは本発明において重要であり、その鋼組織全体に対する体積占有率が８％より少ないと変態誘起塑性効果としての高延性が達成できない。また、第２相は主相であるフェライトに比べて硬質であるため、その粒径が大きいと伸びフランジ性の亀裂の発生元となり、伸びフランジ性の低下を招くため、粒径と量が重要である。結晶粒径が３μm 以下である残留オーステナイトの個数比率が60％に満たないと所望の特性が得られない。また、残留オーステナイト全体の平均結晶粒径が2.5μm 超であると伸びフランジ性を阻害する。
そこで、結晶粒径が３μm 以下である残留オーステナイトの個数比率は60％以上、残留オーステナイト全体の平均結晶粒径は2.5μm以下に制限した。なお、残留オーステナイト全体の平均結晶粒径は2.0μm 以下とすることがより好ましい。
なお、本発明において、フェライトの結晶粒径は、JIS規格 G 0552に従い、フェライト結晶粒度試験法の中の切断法に準拠して測定した圧延方向断面における粒径とする。また、第２相の粒径は電子顕微鏡写真を画像解析により測定した。
また、第２相中には、ベイナイトおよび残留オーステナイトの他、パーライト、マルテンサイト、セメンタイト等が混入する場合があるが、これらの総量が体積占有率で５％以下であれば許容でき、従って第２相は主にベイナイトおよび残留オーステナイトからなると言える。
また、第２相中には、ベイナイトおよび残留オーステナイトの他、パーライト、マルテンサイト、セメンタイト等が混入する場合があるが、これらの総量が体積占有率で５％以下であれば許容でき、従って第２相は主にベイナイトおよび残留オーステナイトからなると言える。
主相フェライトと第２相の硬度差が平均で1.5以下
複合組織鋼において主相に比べて第２相では硬質であるため、伸びフランジ性を改善するためには、その硬度差を小さくすることが重要である。
そこで、この観点から、許容硬度差について調べたところ、両者の硬度差が1.5以下であれば許容できることが判明した。これより硬度差が高いと伸びフランジ性が低下する。
複合組織鋼において主相に比べて第２相では硬質であるため、伸びフランジ性を改善するためには、その硬度差を小さくすることが重要である。
そこで、この観点から、許容硬度差について調べたところ、両者の硬度差が1.5以下であれば許容できることが判明した。これより硬度差が高いと伸びフランジ性が低下する。
なお、硬度差は、主相および第２相を微小硬度計で測定することにより精度よい検出が可能である。微小硬度計としては、例えば Hysitron社（ハイジトロン社）の TRIBOSCOPEが有利に適合する。
次に、本発明の製造工程について説明する。
本発明における溶製法は、通常の方法で良く、特に限定しない。転炉または電気炉で溶製し、取鍋精錬、脱ガス処理等を施し、連鋳法あるいは造塊法によってスラブとし、熱間圧延に供する。
本発明における溶製法は、通常の方法で良く、特に限定しない。転炉または電気炉で溶製し、取鍋精錬、脱ガス処理等を施し、連鋳法あるいは造塊法によってスラブとし、熱間圧延に供する。
スラブ加熱温度（ＳＲＴ）：1150℃以下
その際の加熱温度は極力低いほうが望ましい。その理由は、Tiの限定理由において述べたとおり、TiＣの溶解を抑制して、初期オーステナイト粒の微細化により、その後の熱間圧延後の組織微細化と残留オーステナイトの確保のために不可欠だからである。この効果を得るためには、スラブ加熱温度を1150℃以下とする必要がある。なお、下限は仕上圧延温度を確保するため、1050℃程度とするのが望ましい。
その際の加熱温度は極力低いほうが望ましい。その理由は、Tiの限定理由において述べたとおり、TiＣの溶解を抑制して、初期オーステナイト粒の微細化により、その後の熱間圧延後の組織微細化と残留オーステナイトの確保のために不可欠だからである。この効果を得るためには、スラブ加熱温度を1150℃以下とする必要がある。なお、下限は仕上圧延温度を確保するため、1050℃程度とするのが望ましい。
上記低加熱温度による初期オーステナイトの微細化と共に、その後の熱間圧延後の組織微細化と残留オーステナイトの確保のため、仕上圧延での圧下率は本発明の重要なポイントの１つである。
熱延条件；
（SRT−60℃）〜（SRT−150℃）の温度域において、仕上圧延機の前段３スタンドのうち少なくとも２スタンドにおける各スタンドでの圧下率：30％以上、当該３スタンドの合計圧下率：60％以上、（SRT−60℃）〜（SRT−150℃）の温度域における圧延時間：1.5秒以内、圧延終了温度：850〜950℃
通常の圧延設備では、粗圧延後、６〜７段からなる仕上圧延機にて、目標とする 1.2〜25mmの最終板厚に仕上げる。本発明では特に仕上圧延の際、（SRT−60℃）〜（SRT−150℃）の温度域において、仕上圧延機の前段３スタンドのうち少なくとも２スタンドについて各パス当たりの圧下率が30％以上で、かつ当該３スタンドの合計圧下率が60％以上の大圧下を実施することにより、オーステナイト粒が微細化すると共に、圧延の歪みが均一に生じ、本発明の目的とする結晶粒径が４μm 以下のものの個数比率が80％以上で、かつ平均結晶粒径が３μm 以下であるフェライト組織が得られる。
熱延条件；
（SRT−60℃）〜（SRT−150℃）の温度域において、仕上圧延機の前段３スタンドのうち少なくとも２スタンドにおける各スタンドでの圧下率：30％以上、当該３スタンドの合計圧下率：60％以上、（SRT−60℃）〜（SRT−150℃）の温度域における圧延時間：1.5秒以内、圧延終了温度：850〜950℃
通常の圧延設備では、粗圧延後、６〜７段からなる仕上圧延機にて、目標とする 1.2〜25mmの最終板厚に仕上げる。本発明では特に仕上圧延の際、（SRT−60℃）〜（SRT−150℃）の温度域において、仕上圧延機の前段３スタンドのうち少なくとも２スタンドについて各パス当たりの圧下率が30％以上で、かつ当該３スタンドの合計圧下率が60％以上の大圧下を実施することにより、オーステナイト粒が微細化すると共に、圧延の歪みが均一に生じ、本発明の目的とする結晶粒径が４μm 以下のものの個数比率が80％以上で、かつ平均結晶粒径が３μm 以下であるフェライト組織が得られる。
大圧下を施す圧延温度域が（SRT−60℃）より高い温度では、大圧下を施してもひずみの蓄積が十分に起こらずオーステナイトの微細化効果が弱い。また（SRT−150℃）より低い温度では、圧延機の能力上大圧下を施すことが困難であり、また圧延後の組織が加工組織のままとなるので、圧延のひずみが均一に生じず、伸びフランジ性が改善されない。
（SRT−60℃）〜（SRT−150℃）の温度域においては、仕上圧延機の前段３スタンドのうち、少なくとも２スタンドについては、各スタンドにおける圧下率をオーステナイトの微細化の観点から30％以上とし、より大きい方が望ましい。なお、生産性、圧延機能力の点から上限は、50％とすることが好ましい。また、（SRT−60℃）〜（SRT−150℃）の温度域での仕上圧延機前段３スタンドの合計圧下率が60％未満ではオーステナイトの微細化が十分に達成されないため、合計圧下率は60％以上とする。しかしながら、生産性、圧延機能力の観点から上限は90％とすることが好ましい。
なお、上記したような圧下率を30％以上とするスタンドは、必ずしも連続したスタンドで実施しなくても良い。また、上記温度域での圧延時間は1.5秒以内とする。この理由は、圧延時間が1.5秒を超えると、オーステナイト粒の粗大化が起こり、微細化の観点から望ましくないからである。
（SRT−60℃）〜（SRT−150℃）の温度域においては、仕上圧延機の前段３スタンドのうち、少なくとも２スタンドについては、各スタンドにおける圧下率をオーステナイトの微細化の観点から30％以上とし、より大きい方が望ましい。なお、生産性、圧延機能力の点から上限は、50％とすることが好ましい。また、（SRT−60℃）〜（SRT−150℃）の温度域での仕上圧延機前段３スタンドの合計圧下率が60％未満ではオーステナイトの微細化が十分に達成されないため、合計圧下率は60％以上とする。しかしながら、生産性、圧延機能力の観点から上限は90％とすることが好ましい。
なお、上記したような圧下率を30％以上とするスタンドは、必ずしも連続したスタンドで実施しなくても良い。また、上記温度域での圧延時間は1.5秒以内とする。この理由は、圧延時間が1.5秒を超えると、オーステナイト粒の粗大化が起こり、微細化の観点から望ましくないからである。
また、仕上圧延の圧延終了温度が850℃未満では、熱延板の表層部がαとγの２相域で圧延されるため展伸粒となり、また展伸したオーステナイト粒から変態した第２相がバンド状に形成され、目的とするバーリング性が得られなくなる。一方、仕上圧延の圧延終了温度が950℃超では仕上圧延終了後、変態開始までにオーステナイト粒の粒成長が進み、微細なフェライトや第２相が得られなくなる。
冷却条件；
仕上圧延終了後、２秒以内に50℃/s以上の冷却速度で第１段冷却を開始し、第１段冷却を750〜600℃で終了し、この温度域に５〜15秒保持したのち、30℃/s以上の冷却速度で第２段の冷却を開始し、500〜250℃の温度範囲で巻き取る
仕上圧延終了後、２秒以内に50℃/s以上の冷却速度で第１段冷却を開始し、第１段冷却を750〜600℃の温度域で終了することで、圧延により得られた微細なオーステナイト粒の粒成長を抑制して、微細なフェライトへの変態を促進させる。オーステナイトの粒成長を抑制するには、仕上圧延後、早急に冷却を開始するのが望ましいため、冷却は２秒以内に開始するものとする。
第１段冷却速度が50℃/s未満では、高温で生成するフェライト粒が粒成長し、微細なフェライト粒を得るのが困難になる。微細フェライト粒形成のためには冷却速度は速いほど良好であるため、冷却速度の上限は特に規定しないが、鋼板の平坦度などの観点から150℃/s以下とするのが好ましい。
仕上圧延終了後、２秒以内に50℃/s以上の冷却速度で第１段冷却を開始し、第１段冷却を750〜600℃で終了し、この温度域に５〜15秒保持したのち、30℃/s以上の冷却速度で第２段の冷却を開始し、500〜250℃の温度範囲で巻き取る
仕上圧延終了後、２秒以内に50℃/s以上の冷却速度で第１段冷却を開始し、第１段冷却を750〜600℃の温度域で終了することで、圧延により得られた微細なオーステナイト粒の粒成長を抑制して、微細なフェライトへの変態を促進させる。オーステナイトの粒成長を抑制するには、仕上圧延後、早急に冷却を開始するのが望ましいため、冷却は２秒以内に開始するものとする。
第１段冷却速度が50℃/s未満では、高温で生成するフェライト粒が粒成長し、微細なフェライト粒を得るのが困難になる。微細フェライト粒形成のためには冷却速度は速いほど良好であるため、冷却速度の上限は特に規定しないが、鋼板の平坦度などの観点から150℃/s以下とするのが好ましい。
750〜600℃の温度域に５〜15秒保持することにより、一部のオーステナイトがフェライトに変態し、末変態のオーステナイトにＣの濃化が生じる。750℃より高い温度ではフェライト変態が不十分であり、未変態のオーステナイトへのＣの濃化が生じない。また600℃より低い温度ではフェライト変態が促進され、未変態オ−ステナイトが減少し、第２相が少なくなるため、所望の（ＴＳ×Ｅｌ）、（ＴＳ×λ）が得られなくなる。
また、ここで、保持時間が５秒未満ではＣの濃化が不十分であり、15秒を超えるとフェライト粒が粗大化するため、15秒以内とする。
その後、30℃/s以上の冷却速度で第２段の冷却を開始し、巻取り温度まで冷却することでフェライトと第２相の粒成長性を抑制する。ここで、第２段の冷却開始温度は鋼板の板厚と保持時間によって異なるが、通常700℃から500℃の温度域となる。
巻取り温度が500℃を超えると残留オーステナイトが得られなくなり、またフェライト粒の粒成長が生じる。一方、250℃より低い温度では、マルテンサイトが形成され、残留オーステナイトが減少し、目的とする特性が得られなくなる。
また、ここで、保持時間が５秒未満ではＣの濃化が不十分であり、15秒を超えるとフェライト粒が粗大化するため、15秒以内とする。
その後、30℃/s以上の冷却速度で第２段の冷却を開始し、巻取り温度まで冷却することでフェライトと第２相の粒成長性を抑制する。ここで、第２段の冷却開始温度は鋼板の板厚と保持時間によって異なるが、通常700℃から500℃の温度域となる。
巻取り温度が500℃を超えると残留オーステナイトが得られなくなり、またフェライト粒の粒成長が生じる。一方、250℃より低い温度では、マルテンサイトが形成され、残留オーステナイトが減少し、目的とする特性が得られなくなる。
表１に示す成分組成になる鋼スラブを、表２に示す条件で熱間圧延し、熱延鋼板とした。
表１中、鋼記号Ａ〜ＧおよびＭ〜Ｚは本発明の成分組成範囲を満足する適合鋼、一方Ｈ〜Ｌはいずれかの成分組成が本発明の適正範囲を外れた比較鋼である。
また、表２中、ＳＲＴはスラブ加熱温度、ＦＤＴは仕上圧延終了温度、Ｔ1は仕上圧延終了後、第１段冷却開始までの時間、Ｓ1は第１段冷却時の冷却速度、Ｔ2は第１段冷却停止温度、Ｓ2は第１段冷却停止後、第２段冷却開始までの冷却停止状態での滞留時間、Ｔ3は第２段冷却の開始温度、Ｓ3は第２段冷却速度、ＣＴは巻取り温度である。
かくして得られた各熱延鋼板の鋼組織について調べた結果を表３に、また材料特性について調べた結果を表４に示す。
表１中、鋼記号Ａ〜ＧおよびＭ〜Ｚは本発明の成分組成範囲を満足する適合鋼、一方Ｈ〜Ｌはいずれかの成分組成が本発明の適正範囲を外れた比較鋼である。
また、表２中、ＳＲＴはスラブ加熱温度、ＦＤＴは仕上圧延終了温度、Ｔ1は仕上圧延終了後、第１段冷却開始までの時間、Ｓ1は第１段冷却時の冷却速度、Ｔ2は第１段冷却停止温度、Ｓ2は第１段冷却停止後、第２段冷却開始までの冷却停止状態での滞留時間、Ｔ3は第２段冷却の開始温度、Ｓ3は第２段冷却速度、ＣＴは巻取り温度である。
かくして得られた各熱延鋼板の鋼組織について調べた結果を表３に、また材料特性について調べた結果を表４に示す。
鋼組織および材料特性の測定方法は次のとおりである。
(1) フェライト粒径と分率（鋼組織全体に対する体積占有率）、フェライト粒のうち結晶粒径が４μm以下のものの個数比率および残留オーステナイト粒径と分率、残留オーステナイト粒のうち結晶粒径が３μm以下のものの個数比率ならびに第２相分率（鋼組織全体に対する体積占有率）。
フェライト粒径および残留オーステナイト粒径は、電子顕微鏡観察による写真を画像解析装置を用いて測定した。いずれも100μm×100μm の視野で10箇所測定し、その平均値を表示した。また、残留オーステナイト分率は、Ｘ線回折によりMoＫα線を用いて算出した。いずれも板厚の１／４を観察面とした。フェライト分率も同様に、画像解析装置でフェライト粒のみの比率（面積率）を求め、これを体積占有率とした。さらに、第２相分率は、組織全体からフェライトを除いた部分として、算出した。
また、第２相の組織は、電子顕微鏡および光学顕微鏡により観察し、第２相中に観察されたベイナイト、残留オーステナイト以外の相であるマルテンサイト、パーライトについて面積率を求め、これを体積分率として示した。
フェライト粒における結晶粒径が４μm以下のものの個数比率、残留オーステナイト粒における結晶粒径が３μm以下であるものの個数比率は、画像解析により求めた各々の粒径をヒストグラフで表わし、各々の個数比率とした。
(2)引張強度、伸び
圧延方向に直交する方向（Ｃ方向）からJIS5号引張試験片を採取し、引張試験によって測定した。
(３)穴拡げ率（λ）
日本鉄鋼連盟規格JFS-T1001-1996に準拠し、穴拡げ試験を行って測定した。
(4) 疲労限
圧延方向に直交する方向（Ｃ方向）から試料を作製し、JIS Z 2273の金属材料の疲れ試験方法に準拠し、20Hzでの完全両振り平面曲げ試験法による疲労限を調査した。
(5) 硬さ
各相の硬さは微小硬度計で測定した。ここで微小硬さとは、直径：１μm 以下の微小領域について測定した硬さである。この微小硬さを採用することにより微細な主相および第２相を、従来のビッカース硬さより、組織の硬さをより正確に評価することができ、従来にない組織制御が達成できる。
具体的には、上記熱延板の圧延断面をHysitron社のTRIBOSCOPEを用いて、各相の硬さを測定した。ここで、圧痕サイズが極めて小さい時には硬さの圧痕サイズ依存性が生じる場合がある。従って、それを避けるため、圧痕サイズをほぼ同一にして測定を行った。具体的には、圧痕の大きさと比例関係にある圧痕の深さを50nm±10nmとなるように荷重調整し、当該荷重をもとに硬さを測定した。
(1) フェライト粒径と分率（鋼組織全体に対する体積占有率）、フェライト粒のうち結晶粒径が４μm以下のものの個数比率および残留オーステナイト粒径と分率、残留オーステナイト粒のうち結晶粒径が３μm以下のものの個数比率ならびに第２相分率（鋼組織全体に対する体積占有率）。
フェライト粒径および残留オーステナイト粒径は、電子顕微鏡観察による写真を画像解析装置を用いて測定した。いずれも100μm×100μm の視野で10箇所測定し、その平均値を表示した。また、残留オーステナイト分率は、Ｘ線回折によりMoＫα線を用いて算出した。いずれも板厚の１／４を観察面とした。フェライト分率も同様に、画像解析装置でフェライト粒のみの比率（面積率）を求め、これを体積占有率とした。さらに、第２相分率は、組織全体からフェライトを除いた部分として、算出した。
また、第２相の組織は、電子顕微鏡および光学顕微鏡により観察し、第２相中に観察されたベイナイト、残留オーステナイト以外の相であるマルテンサイト、パーライトについて面積率を求め、これを体積分率として示した。
フェライト粒における結晶粒径が４μm以下のものの個数比率、残留オーステナイト粒における結晶粒径が３μm以下であるものの個数比率は、画像解析により求めた各々の粒径をヒストグラフで表わし、各々の個数比率とした。
(2)引張強度、伸び
圧延方向に直交する方向（Ｃ方向）からJIS5号引張試験片を採取し、引張試験によって測定した。
(３)穴拡げ率（λ）
日本鉄鋼連盟規格JFS-T1001-1996に準拠し、穴拡げ試験を行って測定した。
(4) 疲労限
圧延方向に直交する方向（Ｃ方向）から試料を作製し、JIS Z 2273の金属材料の疲れ試験方法に準拠し、20Hzでの完全両振り平面曲げ試験法による疲労限を調査した。
(5) 硬さ
各相の硬さは微小硬度計で測定した。ここで微小硬さとは、直径：１μm 以下の微小領域について測定した硬さである。この微小硬さを採用することにより微細な主相および第２相を、従来のビッカース硬さより、組織の硬さをより正確に評価することができ、従来にない組織制御が達成できる。
具体的には、上記熱延板の圧延断面をHysitron社のTRIBOSCOPEを用いて、各相の硬さを測定した。ここで、圧痕サイズが極めて小さい時には硬さの圧痕サイズ依存性が生じる場合がある。従って、それを避けるため、圧痕サイズをほぼ同一にして測定を行った。具体的には、圧痕の大きさと比例関係にある圧痕の深さを50nm±10nmとなるように荷重調整し、当該荷重をもとに硬さを測定した。
表４から明らかなように、本発明に従い得られた発明例はいずれも、ＴＳが780MPa以上であり、またＴＳ×Ｅｌ≧22000MPa・％およびＴＳ×λ≧65000MPa・％を満足し、さらに疲労特性（ＦＬ／ＴＳ）は0.57以上であった。
Claims (4)
- 質量％で、Ｃ：0.05〜0.2％、Si：0.5〜2.5％、Mn：1.0〜3.0％、Ｐ：0.1％以下、Al：0.10％以下、Ｓ：0.003％以下およびTi：0.05〜0.3％を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になり、主相としてフェライト、第２相として主にベイナイトおよび残留オーステナイトからなる鋼組織を有し、
鋼組織全体に対する上記主相フェライトの体積占有率が60％以上、鋼組織全体に対する上記第２相の体積占有率が10％以上で、かつ鋼組織全体に対する第２相中の残留オーステナイトの体積占有率が８％以上であり、
主相フェライト中において結晶粒径が４μm 以下のものの個数比率が80％以上で、かつフェライト全体の平均結晶粒径が３μm 以下であり、また第２相中の残留オーステナイトの結晶粒径が３μm 以下であるものの個数比率が60％以上で、かつ残留オーステナイト全体の平均結晶粒径が2.5μm 以下であり、
上記主相フェライトと第２相の硬度差が平均で1.5以下である
ことを特徴とする伸びフランジ性と疲労特性に優れた高延性熱延鋼板。 - 請求項１において、前記鋼板が、さらに質量％で、Nb：0.1％以下、Mo：1.0％以下、Cu：1.0％以下、Ni：1.0％以下、Cr：1.0％以下、Ｗ：0.05％以下、Ｖ：0.1％以下、Ｂ：0.005 ％以下および Ca：0.015％以下のうちから選んだ１種または２種以上を含有する組成になることを特徴とする伸びフランジ性と疲労特性に優れた高延性熱延鋼板。
- 質量％で、Ｃ：0.05〜0.2％、Si：0.5〜2.5％、Mn：1.0〜3.0％、Ｐ：0.1％以下、Al：0.10％以下、Ｓ：0.003％以下およびTi：0.05〜0.3％を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼スラブを、1150℃以下のスラブ加熱温度（SRT）に加熱後、熱間圧延を実施するに当たり、粗圧延後、仕上圧延を行うに際し、（SRT−60℃）から（SRT−150℃）の温度域において、仕上圧延機の前段３スタンドのうち少なくとも２スタンドについては、各スタンドの圧下率を30％以上とし、かつ前段３スタンドの合計圧下率を60％以上とし、しかも上記温度域での圧延を1.5秒以内で行うと共に、圧延終了温度：850〜950℃の条件で仕上圧延を終了し、仕上圧延終了後、２秒以内に50℃/s以上の冷却速度で第１段冷却を開始し、第１段冷却を750〜600℃で終了し、この温度域に５〜15秒保持したのち、30℃/s以上の冷却速度で第２段の冷却を開始し、500〜250℃の温度範囲で巻き取ることを特徴とする伸びフランジ性と疲労特性に優れた高延性熱延鋼板の製造方法。
- 請求項３において、前記鋼スラブが、さらに質量％で、Nb：0.1％以下、Mo：1.0％以下、Cu：1.0％以下、Ni：1.0％以下、Cr：1.0％以下、Ｗ：0.05％以下、Ｖ：0.1％以下、Ｂ：0.005％以下およびCa： 0.015％以下のうちから選んだ１種または２種以上を含有する組成になることを特徴とする伸びフランジ性と疲労特性に優れた高延性熱延鋼板の製造方法。
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| JP (1) | JP4692015B2 (ja) |
Cited By (16)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2007009322A (ja) * | 2005-05-30 | 2007-01-18 | Jfe Steel Kk | 伸び特性、伸びフランジ特性および引張疲労特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
| WO2007132548A1 (ja) * | 2006-05-16 | 2007-11-22 | Jfe Steel Corporation | 伸び特性、伸びフランジ特性および引張疲労特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
| JP2009084648A (ja) * | 2007-09-28 | 2009-04-23 | Kobe Steel Ltd | 疲労強度及び伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板 |
| JP2009185360A (ja) * | 2008-02-08 | 2009-08-20 | Jfe Steel Corp | 高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
| WO2010131761A1 (ja) * | 2009-05-12 | 2010-11-18 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
| JP2012001776A (ja) * | 2010-06-17 | 2012-01-05 | Nippon Steel Corp | バーリング性に優れる高強度熱延鋼板及びその製造方法 |
| JP2012172203A (ja) * | 2011-02-22 | 2012-09-10 | Nippon Steel Corp | 局部変形能に優れ、成形性の方位依存性の少ない延性に優れた高強度熱延鋼板 |
| WO2013065298A1 (ja) * | 2011-11-01 | 2013-05-10 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 曲げ特性と低温靭性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
| JP2015129320A (ja) * | 2014-01-06 | 2015-07-16 | 新日鐵住金株式会社 | 成形性に優れた耐摩耗用鋼板およびその製造方法 |
| EP2987887A4 (en) * | 2013-04-15 | 2016-09-14 | Jfe Steel Corp | HIGH-RESISTANT HOT-ROLLED STEEL PLATE AND METHOD FOR PRODUCING THEREOF |
| US9546413B2 (en) | 2011-03-28 | 2017-01-17 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Hot-rolled steel sheet and production method thereof |
| US9567658B2 (en) | 2011-05-25 | 2017-02-14 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Cold-rolled steel sheet |
| US9587319B2 (en) | 2010-07-28 | 2017-03-07 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Hot-rolled steel sheet, cold-rolled steel sheet, galvanized steel sheet, and methods of manufacturing the same |
| EP3604583A4 (en) * | 2017-03-31 | 2020-09-02 | Nippon Steel Corporation | HOT ROLLED SHEET, FORGED STEEL PART AND RELATED PRODUCTION PROCESSES |
| WO2022153661A1 (ja) * | 2021-01-12 | 2022-07-21 | 日本製鉄株式会社 | 熱延鋼板 |
| CN115852247A (zh) * | 2022-09-28 | 2023-03-28 | 马鞍山钢铁股份有限公司 | 一种q460级重型热轧h型钢及其组织细化生产方法 |
Citations (12)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0310049A (ja) * | 1988-08-26 | 1991-01-17 | Nippon Steel Corp | 加工性の優れた高強度熱延鋼板の製造方法 |
| JPH06264181A (ja) * | 1993-03-10 | 1994-09-20 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高加工性熱延高張力鋼板とその製造方法 |
| JPH083679A (ja) * | 1994-06-14 | 1996-01-09 | Nippon Steel Corp | 成形性及び疲労特性に優れた耐熱軟化性を有する熱延高強度鋼板並びにその製造方法 |
| JPH09104947A (ja) * | 1991-05-30 | 1997-04-22 | Nippon Steel Corp | 成形性又は成形性とスポット溶接性に優れた高降伏比型熱延高強度鋼板 |
| JPH09137249A (ja) * | 1995-11-10 | 1997-05-27 | Kawasaki Steel Corp | 疲労特性および加工性に優れる熱延高張力鋼板ならびにその製造方法 |
| JPH09143611A (ja) * | 1995-11-21 | 1997-06-03 | Nippon Steel Corp | 成形性及び疲労特性に優れた耐熱軟化性を有する熱延 高強度鋼板 |
| JPH1192859A (ja) * | 1997-09-18 | 1999-04-06 | Kawasaki Steel Corp | 超微細組織を有する高張力熱延鋼板及びその製造方法 |
| JPH11193439A (ja) * | 1997-12-26 | 1999-07-21 | Nippon Steel Corp | 高い動的変形抵抗を有する良加工性高強度鋼板とその製造方法 |
| JP2000178681A (ja) * | 1998-12-11 | 2000-06-27 | Nippon Steel Corp | 材質ばらつきの小さい成形性、溶接性に優れた熱延高強度鋼板とその製造方法 |
| JP2000336455A (ja) * | 1999-05-27 | 2000-12-05 | Kawasaki Steel Corp | 高延性熱延鋼板およびその製造方法 |
| JP2001220648A (ja) * | 2000-02-02 | 2001-08-14 | Kawasaki Steel Corp | 伸びフランジ性に優れた高延性熱延鋼板およびその製造方法 |
| JP2004002969A (ja) * | 2002-03-22 | 2004-01-08 | Jfe Steel Kk | 伸び特性および伸びフランジ特性に優れた高張力熱延鋼板とその製造方法 |
-
2005
- 2005-02-22 JP JP2005045801A patent/JP4692015B2/ja not_active Expired - Fee Related
Patent Citations (12)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0310049A (ja) * | 1988-08-26 | 1991-01-17 | Nippon Steel Corp | 加工性の優れた高強度熱延鋼板の製造方法 |
| JPH09104947A (ja) * | 1991-05-30 | 1997-04-22 | Nippon Steel Corp | 成形性又は成形性とスポット溶接性に優れた高降伏比型熱延高強度鋼板 |
| JPH06264181A (ja) * | 1993-03-10 | 1994-09-20 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高加工性熱延高張力鋼板とその製造方法 |
| JPH083679A (ja) * | 1994-06-14 | 1996-01-09 | Nippon Steel Corp | 成形性及び疲労特性に優れた耐熱軟化性を有する熱延高強度鋼板並びにその製造方法 |
| JPH09137249A (ja) * | 1995-11-10 | 1997-05-27 | Kawasaki Steel Corp | 疲労特性および加工性に優れる熱延高張力鋼板ならびにその製造方法 |
| JPH09143611A (ja) * | 1995-11-21 | 1997-06-03 | Nippon Steel Corp | 成形性及び疲労特性に優れた耐熱軟化性を有する熱延 高強度鋼板 |
| JPH1192859A (ja) * | 1997-09-18 | 1999-04-06 | Kawasaki Steel Corp | 超微細組織を有する高張力熱延鋼板及びその製造方法 |
| JPH11193439A (ja) * | 1997-12-26 | 1999-07-21 | Nippon Steel Corp | 高い動的変形抵抗を有する良加工性高強度鋼板とその製造方法 |
| JP2000178681A (ja) * | 1998-12-11 | 2000-06-27 | Nippon Steel Corp | 材質ばらつきの小さい成形性、溶接性に優れた熱延高強度鋼板とその製造方法 |
| JP2000336455A (ja) * | 1999-05-27 | 2000-12-05 | Kawasaki Steel Corp | 高延性熱延鋼板およびその製造方法 |
| JP2001220648A (ja) * | 2000-02-02 | 2001-08-14 | Kawasaki Steel Corp | 伸びフランジ性に優れた高延性熱延鋼板およびその製造方法 |
| JP2004002969A (ja) * | 2002-03-22 | 2004-01-08 | Jfe Steel Kk | 伸び特性および伸びフランジ特性に優れた高張力熱延鋼板とその製造方法 |
Cited By (29)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2007009322A (ja) * | 2005-05-30 | 2007-01-18 | Jfe Steel Kk | 伸び特性、伸びフランジ特性および引張疲労特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
| WO2007132548A1 (ja) * | 2006-05-16 | 2007-11-22 | Jfe Steel Corporation | 伸び特性、伸びフランジ特性および引張疲労特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
| US8075711B2 (en) | 2006-05-16 | 2011-12-13 | Jfe Steel Corporation | Hot-rolled high strength steel sheet having excellent ductility, and tensile fatigue properties and method for producing the same |
| JP2009084648A (ja) * | 2007-09-28 | 2009-04-23 | Kobe Steel Ltd | 疲労強度及び伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板 |
| JP2009185360A (ja) * | 2008-02-08 | 2009-08-20 | Jfe Steel Corp | 高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
| US8535458B2 (en) | 2009-05-12 | 2013-09-17 | Jfe Steel Corporation | High-strength hot-rolled steel sheet and method for manufacturing the same |
| WO2010131761A1 (ja) * | 2009-05-12 | 2010-11-18 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
| JP2010265486A (ja) * | 2009-05-12 | 2010-11-25 | Jfe Steel Corp | 高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
| EP2431491A1 (en) * | 2009-05-12 | 2012-03-21 | JFE Steel Corporation | High-strength hot-rolled steel sheet and process for manufacture thereof |
| KR101369076B1 (ko) | 2009-05-12 | 2014-02-28 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 고강도 열연 강판 및 그 제조 방법 |
| EP2431491A4 (en) * | 2009-05-12 | 2013-04-03 | Jfe Steel Corp | HIGH-RESISTANT HOT-ROLLED STEEL PLATE AND MANUFACTURING METHOD THEREFOR |
| JP2012001776A (ja) * | 2010-06-17 | 2012-01-05 | Nippon Steel Corp | バーリング性に優れる高強度熱延鋼板及びその製造方法 |
| US9587319B2 (en) | 2010-07-28 | 2017-03-07 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Hot-rolled steel sheet, cold-rolled steel sheet, galvanized steel sheet, and methods of manufacturing the same |
| JP2012172203A (ja) * | 2011-02-22 | 2012-09-10 | Nippon Steel Corp | 局部変形能に優れ、成形性の方位依存性の少ない延性に優れた高強度熱延鋼板 |
| US9546413B2 (en) | 2011-03-28 | 2017-01-17 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Hot-rolled steel sheet and production method thereof |
| US9670569B2 (en) | 2011-03-28 | 2017-06-06 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Cold-rolled steel sheet and production method thereof |
| US10167539B2 (en) | 2011-05-25 | 2019-01-01 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Hot-rolled steel sheet and method for producing same |
| US9567658B2 (en) | 2011-05-25 | 2017-02-14 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Cold-rolled steel sheet |
| US9631265B2 (en) | 2011-05-25 | 2017-04-25 | Nippon Steel | Hot-rolled steel sheet and method for producing same |
| US10266928B2 (en) | 2011-05-25 | 2019-04-23 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Method for producing a cold-rolled steel sheet |
| WO2013065298A1 (ja) * | 2011-11-01 | 2013-05-10 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 曲げ特性と低温靭性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
| JP2013117068A (ja) * | 2011-11-01 | 2013-06-13 | Jfe Steel Corp | 曲げ特性と低温靭性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
| US9752216B2 (en) | 2011-11-01 | 2017-09-05 | Jfe Steel Corporation | High-strength hot rolled steel sheet with excellent bendability and low-temperature toughness, and method for manufacturing the same |
| WO2013065346A1 (ja) * | 2011-11-01 | 2013-05-10 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 曲げ特性と低温靭性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
| EP2987887A4 (en) * | 2013-04-15 | 2016-09-14 | Jfe Steel Corp | HIGH-RESISTANT HOT-ROLLED STEEL PLATE AND METHOD FOR PRODUCING THEREOF |
| JP2015129320A (ja) * | 2014-01-06 | 2015-07-16 | 新日鐵住金株式会社 | 成形性に優れた耐摩耗用鋼板およびその製造方法 |
| EP3604583A4 (en) * | 2017-03-31 | 2020-09-02 | Nippon Steel Corporation | HOT ROLLED SHEET, FORGED STEEL PART AND RELATED PRODUCTION PROCESSES |
| WO2022153661A1 (ja) * | 2021-01-12 | 2022-07-21 | 日本製鉄株式会社 | 熱延鋼板 |
| CN115852247A (zh) * | 2022-09-28 | 2023-03-28 | 马鞍山钢铁股份有限公司 | 一种q460级重型热轧h型钢及其组织细化生产方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP4692015B2 (ja) | 2011-06-01 |
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