JP2006348353A - 高張力熱延鋼板及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】高強度で加工性に優れ、島状スケールが抑制されて表面性状にも優れた高張力熱延鋼板の提供。
【解決手段】C：0.05〜0.30％、Si＜0.5％、Mn：0.5〜3.0％、Al：0.1〜2.0％を含有するとともにSi＋Al：0.5〜2.0％を満たし、残部はFeと不純物の化学組成で、組織中に体積割合で5％以上のオーステナイトと60％以上のポリゴナルフェライトを含有し、オーステナイトの平均結晶粒径が2.0μm以下、前記ポリゴナルフェライトの平均結晶粒径が1.0μmを超えて3.0μmまでで、前記オーステナイト中のC含有量が0.7〜2.0％である高張力熱延鋼板。下記(1)〜(2)群のうちの少なくとも1群から選んだ1種以上の元素を含有してもよい。(1)Nb：0.005〜0.10％、Ti：0.005〜0.20％、V：0.005〜0.20％、(2)Ca：0.0002〜0.01％、Zr：0.002〜0.10％、REM：0.002〜0.10％。
【選択図】なし

Description

本発明は、高張力熱延鋼板及びその製造方法に関する。特に、本発明は、自動車や各種産業機械に用いられる部材の素材として好適な、表面性状に優れ、高強度で加工性にも優れた微細な結晶粒を有する熱延鋼板及びその製造方法に関する。

連続熱間圧延によって製造される高張力熱延鋼板は、比較的安価な構造材料として自動車を始めとする各種産業機械に広く適用されており、プレス加工等の成形加工によって所定の形状に加工されることが多い。このため、高張力熱延鋼板には優れた加工性が要求される。

一般に、鋼板はその強度を増加させると加工性（例えば延性）が低下するが、強度と延性がともに優れる鋼板として、いわゆる「残留オーステナイト」、つまり、未変態のまま残ったオーステナイトの変態誘起塑性（以下、「ＴＲＩＰ」という。）を利用した鋼板が知られており、例えば、特許文献１には、質量％で、０．２％前後のＣ、１．５％前後のＳｉ及び１．５％前後のＭｎを含有する鋼を熱間圧延し、Ａｒ₃点近傍で仕上圧延を行ってから４０℃／ｓ以上の冷却速度で加速冷却した後、４００℃近傍で巻き取ることからなる残留オーステナイトを有する鋼板の製造方法が開示されている。

また、特許文献２には、Ｓｉの含有量を低減し、代わりにＡｌを多量に含有させた延性及び穴拡げ性に優れた残留オーステナイトを含む鋼板及びその製造方法が開示されている。

一方、鋼の強化には、固溶強化、析出強化、変態強化及び細粒化強化（結晶粒の微細化による強化）などが知られているが、このうち結晶粒組織の微細化は一般に延性を低下させることなく高強度化できる。しかしながら、結晶粒の微細化により十分な強化効果を得るには少なくともフェライト粒径を３μｍ以下に細粒化する必要があり、そうした微細組織を得るための技術や、組織の細粒化と残留オーステナイトのＴＲＩＰ現象とを組み合わせて高い強度と優れた延性とを両立させた「強度−延性バランス」に優れた鋼の製造方法がいくつか提案されている。

例えば、特許文献３には、「重量％にて、Ｃ：０．０５〜０．３％とＭｎ：０．５〜３％を含み、残部が実質的にＦｅからなる組成の鋼を、Ａｃ₃点以上の温度から５℃／ｓ以上１００℃／ｓ未満の冷却速度にて冷却して６５０℃以下とし、フェライト相、ベイナイト相、またはマルテンサイト相のような低温相が析出を開始する温度までの温度範囲で、加工開始に対する加工終了の断面積減少率が６０％以上の加工を、１パスまたは１パス当たり３０％以上の多パスにて施し、その後空冷又はそれ以上の冷却速度にて４００℃以下の温度にまで冷却する」ことからなる「微細粒フェライト組織を有する鋼の製造方法」が開示されている。

また、特許文献４には、「Ｃ：０．０５〜０．３０ｗｔ％、Ｓｉ：０．３０〜２．０ｗｔ％、Ｍｎ：１．０〜２．５ｗｔ％、Ａｌ：０．００３〜０．１００ｗｔ％、Ｎｂ：０．０５〜０．５０ｗｔ％を含有し、残部はＦｅ及び不可避的不純物の組成になり、また残留オーステナイトが５〜２０ｖｏｌ％で、残部は主にポリゴナルフェライトからなる鋼組織を有し、該ポリゴナルフェライト粒のうち、粒径：８μｍ以下の微細粒が個数比率で全体の８５％以上を占め、かつ平均粒径が５μｍ以下」である「超微細粒を有する延性、靱性、耐疲労特性および強度−伸びバランスに優れた高張力熱延鋼板およびその製造方法」が開示されている。

特開昭６３−４０１７号公報 特開平５−１１２８４６号公報 特開２００１−９８３２２号公報 特開平１１−１７４７号公報

本発明の目的は、自動車や各種産業機械に用いられる部材の素材として好適な、高強度で加工性に優れ、しかも、いわゆる「島状スケール」の生成が抑制されて表面性状にも優れた、微細な結晶粒を有する熱延鋼板及びその製造方法を提供することである。

具体的には、Ｓｉの含有量を０．５％未満に低減することによって島状スケールの生成を抑制し、Ａｌを含有させることによって穴拡げ性を高め、組織中に残留オーステナイトを含ませることにより延性を高め、更に、ポリゴナルフェライトの結晶粒を３．０μｍ以下の適正サイズに微細化することによって高強度化した熱延鋼板と、前記特性を有する鋼板を８００℃程度以上の実用的な熱間圧延によって製造する方法とを提供することである。

前述の特許文献１で提案された技術によると、引張強度（ＴＳ）と全延び（ＥＬ）との積である「ＴＳ×ＥＬ」の値で２４０００ＭＰａ・％以上の「強度−延性バランス」の優れた鋼板が得られるものの、加工性の重要な指標の一つである穴拡げ性が低いため、伸びフランジ性が要求されるような部品の素材としては用いることができない。また、残留オーステナイトを確保するために０．５％以上のＳｉを含有しているため、「島状スケール」と呼ばれる鋼板の表面不良が発生する。

なお、ＡｌはＳｉと同様にセメンタイトの析出を抑制する効果を有しており、組織中にオーステナイトを残留させることができる。しかも、前記のＡｌの効果は、同じ質量割合でＳｉを含有させた場合よりも顕著であり、更に、Ａｌには、ポリゴナルフェライトの均一で微細な生成を促進する一方で、穴拡げ性を劣化させる粗大ベイナイトの生成を抑制する作用もある。

前記の特許文献２で提案された技術は、上記のＡｌの効果をうまく活用したものであり、Ｓｉの含有量を１．０％以下に低減し、代わりにＡｌをｓｏｌ．Ａｌ量で０．８％以上含有させた鋼を、７８０〜８４０℃で熱間での仕上圧延を終了した後、１０〜５０℃／ｓの冷却速度にて３００〜４５０℃まで加速冷却して巻き取る方法によって、或いは、前記の鋼を、７８０〜９４０℃で熱間での仕上圧延を終了した後、１０℃／ｓ以上の冷却速度にて６００〜７００℃まで冷却し、２〜１０秒間空冷した後、２０℃／ｓ以上の冷却速度にて３００〜４５０℃まで加速冷却し巻き取る方法によって、「ＴＳ×ＥＬ」の値で２４０００ＭＰａ・％以上の「強度−延性バランス」と、穴拡げ率で９０％以上という優れた加工性とを有する鋼板を得るものである。しかしながら、Ａｌは加工性向上という点では顕著な効果を発揮する反面Ｓｉに比べて固溶強化能が低いので、高強度化という点では不利であり、しかも、フェライト安定化元素であるＡｌをｓｏｌ．Ａｌ量で０．８％以上も含有させることは、オーステナイトの不安定化につながるため、熱間圧延温度を過度に上昇させる必要が生じる場合があり、生産性や製造コスト面で改善の余地がある。

特許文献３で提案された技術によると、単純組成の低炭素鋼でも３μｍ以下の微細フェライト粒組織が得られる。しかしながら、６５０℃以下の低温域で１パス当り３０％以上といういわゆる「低温大圧下」圧延を行う必要があり、工業的な規模の生産に適用することは難しい。

特許文献４で提案された技術は、Ｎｂを０．０５〜０．５０％含有させることによってＮｂＣを析出させ、ＮｂＣによる初期オーステナイト粒の微細化及び圧延過程での動的再結晶によるオーステナイト粒の微細化を通じて、工業的に実施される８００℃程度以上の温度での熱間圧延の場合にも容易に２〜４μｍの微細フェライト粒組織を得るものである。しかも、組織中に残留オーステナイトを含むため、「ＴＳ×ＥＬ」の値で２６０００ＭＰａ・％以上の「強度−延性バランス」の優れた鋼板を得ることができる。しかしながら、ＮｂＣを多量析出させる技術であるが故に、必然的に得られる残留オーステナイト量が低下し、したがって、安定且つ確実に、残留オーステナイト量を確保し、また、高強度化を達成するためには、特許文献４の実施例の表１に示されているように、前述の特許文献１と同様に１％以上のＳｉを含有させることとなり、この場合には、穴拡げ性や表面性状が低下する。

そこで、本発明者らは、高強度で加工性に優れ、しかも、いわゆる「島状スケール」の生成が抑制されて表面性状にも優れた、微細な結晶粒を有する熱延鋼板を得るために鋭意研究を重ねた。その結果、下記（ａ）〜（ｄ）の知見を得た。

（ａ）多パスで行う熱間圧延をＡｒ₃点以上（概ね８００℃程度以上）の温度で完了し、その後に施す１次冷却の際、圧延完了から０．４秒以内に７２０℃まで冷却すると、極めて微細なフェライト粒が得られる。Ａｒ₃点以上の温度域の圧延では、オーステナイトに歪みが蓄積され、圧延完了後０．４秒以内に７２０℃まで冷却することによって、前述の歪みが効率的にオーステナイト内に凍結される。そして、７２０℃以下の温度になると、オーステナイトからフェライトへの変態が活発化し、蓄積された歪みを核としてフェライト粒が多数発生し、微細なフェライト組織が形成されるためと考えられる。

（ｂ）上記（ａ）の手法によるとフェライトの生成が著しく促進されるため、非常に焼入れ性の高い鋼組成であっても微細なフェライトを多量に生成させることができる。「島状スケール」の生成抑制のために低Ｓｉ化した鋼にオーステナイトを残留させるには一定量のＡｌを含有させる必要があるが、Ａｌを含有する鋼の場合はオーステナイトが不安定になってＡｒ₃点が著しく上昇する。したがって、Ａｌを含有する鋼をオーステナイト域で熱間圧延するためには、オーステナイト安定化元素であるＣやＭｎを含有させてＡｒ₃点を下げる必要がある。しかし、このような鋼組成では焼入れ性が著しく増加するので、通常の熱間圧延条件では組織におけるフェライトの体積割合が低下し、ポリゴナルフェライト主体の組織が得られない。しかしながら、上記（ａ）で述べた処理によれば、焼入れ性の高い鋼であっても多量且つ微細なフェライトを得ることができ、しかも、未変態のオーステナイト中にＣが濃縮するので、効率的に残留オーステナイトを含む組織とすることができる。

（ｃ）通常の場合、残量オーステナイトはベイニティックフェライトの界面にラス状で存在するが、上記（ａ）の処理によって得られる残留オーステナイトはフェライトの粒界や粒内に微細な粒状で均一分散する。そのため、延性や穴拡げ性が一層向上し、しかも、機械的特性の異方性が極めて小さくなる。

（ｄ）微細フェライトによる細粒化強化により、固溶強化能が高いＳｉの含有量を低減しても高強度化を達成することができる。しかも、フェライトの細粒化及び低Ｓｉ化によって島状スケールの生成が抑制され、表面性状が極めて良好となる。

本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものである。

本発明の要旨は、下記（１）〜（４）に示す高張力熱延鋼板及び（５）〜（６）に示す高張力熱延鋼板の製造方法にある。

（１）質量％で、Ｃ：０．０５〜０．３０％、Ｓｉ：０．５％未満、Ｍｎ：０．５〜３．０％及びＡｌ：０．１〜２．０％を含有するとともにＳｉとＡｌの含有量の和が０．５〜２．０％を満たし、残部はＦｅ及び不純物の化学組成で、組織中に体積割合で５％以上のオーステナイトと６０％以上のポリゴナルフェライトを含有し、更に、前記オーステナイトの平均結晶粒径が２．０μｍ以下、前記ポリゴナルフェライトの平均結晶粒径が１．０μｍを超えて３．０μｍまでで、しかも、前記オーステナイト中のＣ含有量が質量％で、０．７〜２．０％であることを特徴とする高張力熱延鋼板。

（２）ＳｉとＡｌの含有量の和が下記(1)式を満たす上記（１）に記載の高張力熱延鋼板。
０．５≦Ｓｉ＋Ａｌ≦（１３×Ｃ＋Ｍｎ＋１０）／１０・・・(1)、
但し、(1)式中の元素記号は、その元素の質量％での鋼中含有量を表す。

（３）Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｎｂ：０．００５〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．２０％及びＶ：０．００５〜０．２０％のうちの１種以上を含有する上記（１）又は（２）に記載の高張力熱延鋼板。

（４）Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃａ：０．０００２〜０．０１％、Ｚｒ：０．００２〜０．１０％及びＲＥＭ（希土類元素）：０．００２〜０．１０％のうちの１種以上を含有する上記（１）から（３）までのいずれかに記載の高張力熱延鋼板。

（５）上記（１）から（４）までのいずれかに記載の化学組成を有する高張力熱延鋼板の製造方法であって、前記化学組成の鋼塊又は鋼片を熱間圧延してＡｒ₃点以上の温度で熱間での圧延を完了した後、１次冷却を行って０．４秒以内に７２０℃まで冷却し、更に、その１次冷却を７２０〜５５０℃の温度域の温度Ｔ₁℃で停止し、次いで、２次冷却によってＴ₁℃から５００℃までを１〜３０秒で冷却し、更に、その２次冷却を５００〜３００℃の温度域の温度Ｔ₂℃まで行った後Ｔ₂〜３００℃の温度域で巻き取ることを特徴とする高張力熱延鋼板の製造方法。

（６）１次冷却が７２０℃まで０．２秒以内に冷却するものである上記（５）に記載の高張力熱延鋼板の製造方法。

ここで、或る相の体積割合は面積割合に等しいことが知られているため、上記ポリゴナルフェライト及びオーステナイトが組織に占める体積割合はそれぞれ、例えば、通常の２次元的な評価方法によって求めたポリゴナルフェライト及びオーステナイトの割合から決定すればよい。

なお、本発明における「オーステナイト」とは、オーステナイトが変態せずに残ったいわゆる「残留オーステナイト」を指す。

また、「ポリゴナルフェライト」とはアスペクト比が２以下であるフェライトを指し、光学顕微鏡や走査電子顕微鏡による組織観察像を画像解析処理することで確認することができる。なお、アスペクト比は、圧延方向に平行に切断した面における圧延方向のフェライト粒径をｄRD、圧延方向に垂直な方向のフェライト粒径をｄNDとしたとき、「ｄRD／ｄND」又は「ｄND／ｄRD」で表される。
本発明でいう「平均結晶粒径」とは、いわゆる「切片法」で求めた平均粒切片長を１．１２倍したＡＳＴＭ公称粒径を指す。

「ＲＥＭ（希土類元素）」は、Ｓｃ、Ｙ及びランタノイドの合計１７元素の総称であり、ＲＥＭの含有量は上記元素の合計含有量を指す。

本発明でいう「鋼塊」は、JIS G 0203(1984)に規定されているとおり、「鋳片」を含むものをいう。

以下、上記（１）〜（４）の高張力熱延鋼板に係る発明及び（５）〜（６）の高張力熱延鋼板の製造方法に係る発明を、それぞれ「（１）の発明」〜「（６）の発明」という。また、総称して「本発明」ということがある。

本発明の高張力熱延鋼板は、「強度−延性バランス」に優れるので、自動車や各種の産業機械に用いられる高強度構造部材の素材として利用することができ、しかも、高い穴拡げ性と優れた表面性状も具備しているので、従来の高強度高延性鋼板に比べて、その適用範囲は極めて広い。また、本発明の高張力熱延鋼板は、本発明の方法によって８００℃程度以上の実用的な熱間圧延によって比較的容易に製造することができる。

以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、各元素の含有量の「％」表示は「質量％」を意味する。

（Ａ）鋼の化学組成
Ｃ：０．０５〜０．３０％
Ｃは、高温でのオーステナイトを安定化する作用がある。このため、オーステナイトからフェライトへの変態温度が低下し、熱間圧延の仕上げ温度を低くすることができるので、フェライト結晶粒の微細化が促進される。また、Ｃはフェライト変態の進行に伴ってオーステナイト中に濃縮し、オーステナイトを安定化するとともに鋼板を強化する作用も有する。

しかし、Ｃの含有量が０．０５％未満では十分なオーステナイト安定化効果が得られないため所望の残留オーステナイト量を確保できない。一方、その含有量が０．３０％を超えると熱間圧延後のフェライト変態が遅延し、フェライトの体積割合が減少するうえ、溶接性も顕著に劣化する。したがって、Ｃの含有量を０．０５〜０．３０％とした。なお、Ｃの含有量の好ましい下限は０．１０％で、好ましい上限は０．２０％である。

Ｓｉ：０．５％未満
Ｓｉは、フェライトを安定化し、ポリゴナルフェライトの生成を促進してＣの未変態オーステナイト中への濃化を助長する作用、更には、セメンタイトの析出を遅らせる作用を通じて、オーステナイトが未変態のままで残る量、つまり、残留オーステナイトの量を多くする。Ｓｉには、ポリゴナルフェライトを固溶強化して鋼板強度を高める作用もある。こうした効果を確実に得るには、Ｓｉは０．０５％以上の含有量とすることが好ましい。

しかしながら、Ｓｉの含有量が０．５％以上では島状スケールの生成が顕著になって鋼板の表面性状が劣化する。したがって、Ｓｉの含有量を０．５％未満とした。なお、Ｓｉの含有量は、Ａｌの含有量との合計が０．５〜２．０％を満たすものでなければならない。このことについては後述する。

Ｍｎ：０．５〜３．０％
Ｍｎは、強度を高める作用を有する。また、高温でのオーステナイトを安定化してオーステナイトからフェライトへの変態温度を低下させるので、熱延の仕上げ温度を低くすることができ、このため、フェライト結晶粒の微細化が促進される。

しかしながら、Ｍｎの含有量が０．５％未満では前記の効果が得難い。一方、その含有量が３．０％を超えると、熱間圧延後の冷却過程で十分な量のポリゴナルフェライトを生成させることが困難となる。したがって、Ｍｎの含有量を０．５〜３．０％とした。なお、Ｍｎの含有量は０．８〜３．０％とすることが好ましい。

Ａｌ：０．１〜２．０％
Ａｌは、本発明において特に重要な元素である。すなわち、ＡｌはＳｉと同様に、フェライトを安定化し、ポリゴナルフェライトの生成を促進してＣの未変態オーステナイト中への濃化を助長する作用、更には、セメンタイトの析出を遅らせる作用を通じて、オーステナイトが未変態のままで残る量、つまり、残留オーステナイトの量を多くする。しかも、その作用は同じ質量割合でＳｉを含有させる場合よりも顕著である。Ａｌには、ポリゴナルフェライトの均一で微細な生成を促進し、穴拡げ性を高める作用もある。

しかしながら、Ａｌの含有量が０．１％未満では前記の効果が得難い。一方、Ａｌの過剰な添加は、高温でのオーステナイトを不安定化して熱間圧延の仕上温度（完了温度）を過度に上昇させ、また安定した連続鋳造を困難にする。特に、Ａｌの含有量が２．０％を超えると、熱間圧延の完了温度を高くしなければならず、また、ノズル詰まりを生じて連続鋳造性の低下を招く。したがって、Ａｌの含有量を０．１〜２．０％とした。Ａｌの含有量の好ましい下限は０．３％で、好ましい上限は１．５％である。なお、Ａｌの含有量は、Ｓｉの含有量との合計が０．５〜２．０％を満たすものでなければならない。このことについては後述する。

ＳｉとＡｌの含有量の和：
ＳｉとＡｌの含有量は、上述のＳｉが０．５％未満で、且つ、Ａｌが０．１〜２．０％であることに加えて、両元素の含有量の和が０．５〜２．０％を満たすようにする必要がある。

ＳｉとＡｌの含有量の和（以下、「Ｓｉ＋Ａｌ」ともいう。）が０．５％未満では、セメンタイトの析出を遅延させる作用が不十分になって一部セメンタイトが生成する。このため、残留オーステナイトの量が低下し、所望の残留オーステナイト量を確保することができない。一方、ＳｉとＡｌの含有量の和が２．０％を超えると、たとえＡｌの含有量が２．０％以下であっても、高温でのオーステナイトが不安定化して熱間圧延の仕上温度（完了温度）が過度に上昇し、また、連続鋳造を安定して行うことが困難になる。

このため、（１）の発明においては、「Ｓｉ＋Ａｌ」を０．５〜２．０％とした。「Ｓｉ＋Ａｌ」の好ましい下限は１．０％で、好ましい上限は１．８％である。

なお、オーステナイトへの歪み蓄積効率を高めてフェライトを微細化し、細粒化強化の効果を一層高めるには、実製造上Ａｒ₃点を９５０℃以下にすることが有効であるので、元素記号をその元素の質量％での鋼中含有量として表したとき、上記「Ｓｉ＋Ａｌ」の値が、「（１３×Ｃ＋Ｍｎ＋１０）／１０」以下となるようにするのがよい。

このため、（２）の発明においては、ＳｉとＡｌの含有量の和が前記(1)式を満たすように規定した。

したがって、前記（１）の発明に係る高張力熱延鋼板の化学組成を、上述した範囲のＣからＡｌまでの元素を含むとともに、「Ｓｉ＋Ａｌ」が０．５〜２．０％を満たし、残部はＦｅ及び不純物からなることと規定した。また、前記（２）の発明に係る高張力熱延鋼板の化学組成について、更に、「Ｓｉ＋Ａｌ」が前記(1)式を満たすように規定した。

なお、本発明に係る高張力熱延鋼板には、上記の成分元素に加え、必要に応じて、後述する第１群及び第２群のうちの少なくとも１群から選んだ１種以上の元素を任意添加元素として添加し、含有させてもよい。

以下、任意添加元素に関して説明する。

第１群：Ｎｂ：０．００５〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．２０％及びＶ：０．００５〜０．２０％
Ｎｂ、Ｔｉ及びＶは、いずれもフェライト地に炭窒化物として析出し、鋼板の強度を高める作用を有する。上記の析出物には、オーステナイトやフェライトの粗大化を抑制して、結晶粒の微細化を促進する作用がある。こうした効果を確実に得るには、少なくともいずれかを０．００５％以上含有させることが好ましい。

しかしながら、Ｎｂを０．１０％を超えて含有させても、また、Ｔｉ又はＶを０．２０％を超えて含有させても、前記の効果は飽和し、コストが嵩むばかりである。更に、炭窒化物の析出に多量のＣが消費されるので残留オーステナイトの量が少なくなり、所望の残留オーステナイト量を確保できなくなる。

したがって、Ｎｂ、Ｔｉ及びＶを添加する場合のそれぞれの含有量は、Ｎｂは０．００５〜０．１０％、Ｔｉは０．００５〜０．２０％及びＶは０．００５〜０．２０％とするのがよい。添加する場合のそれぞれの含有量のより好ましい下限は、Ｎｂが０．００８％、Ｔｉが０．００８％及びＶが０．００８％である。また、添加する場合のそれぞれの含有量のより好ましい上限は、Ｎｂが０．０８％、Ｔｉが０．１５％及びＶが０．１５％である。なお、上記のＮｂ、Ｔｉ及びＶはいずれか１種のみ、又は２種以上の複合で添加することができる。

第２群：Ｃａ：０．０００２〜０．０１％、Ｚｒ：０．００２〜０．１０％及びＲＥＭ（希土類元素）：０．００２〜０．１０％
Ｃａ、Ｚｒ及びＲＥＭは、いずれも介在物の形状を調整して冷間加工性を高める作用を有する。この効果を確実に得るには、０．０００２％以上のＣａ、０．００２％以上のＺｒ及び０．００２％以上のＲＥＭのうちの少なくとも１種を含有させることが好ましい。

しかしながら、Ｃａが０．０１％を超えて含有されると、また、Ｚｒ又はＲＥＭが０．１０％を超えて含有されると、鋼中の介在物が多くなり過ぎて却って加工性が低下する。

したがって、Ｃａ、Ｚｒ又はＲＥＭを添加する場合のそれぞれの含有量は、Ｃａは０．０００２〜０．０１％、Ｚｒは０．００２〜０．１０％、そしてＲＥＭは０．００２〜０．１０％とするのがよい。添加する場合のそれぞれの含有量のより好ましい下限は、Ｃａが０．０００５％、Ｚｒが０．０１％、そしてＲＥＭが０．０１％である。また、添加する場合のそれぞれの含有量のより好ましい上限は、Ｃａが０．００５％、Ｚｒが０．０５％、そしてＲＥＭが０．０５％である。なお、上記のＣａ、Ｚｒ及びＲＥＭはいずれか１種のみ、又は２種以上の複合で添加することができる。

したがって、前記（３）の発明に係る高張力熱延鋼板の化学組成は、鋼板の強度を高めるとともに結晶粒を微細化することを目的として、前記（１）又は（２）の発明の鋼のＦｅの一部に代えて、Ｎｂ：０．００５〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．２０％及びＶ：０．００５〜０．２０％の１種以上を含むものとした。

また、前記（４）の発明に係る高張力熱延鋼板の化学組成は、冷間加工性を高めることを目的として、前記（１）から（３）までのいずれかの発明の鋼のＦｅの一部に代えて、Ｃａ：０．０００２〜０．０１％、Ｚｒ：０．００２〜０．１０％及びＲＥＭ（希土類元素）：０．００２〜０．１０％のうちの１種以上を含むものとした。

なお、「ＲＥＭ（希土類元素）」が、Ｓｃ、Ｙ及びランタノイドの合計１７元素の総称で、ＲＥＭの含有量が上記元素の合計含有量を指すことは既に述べたとおりである。

なお、鋼中に混入する不純物としては、Ｐ、Ｓ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ及びＭｏなどが挙げられるが、例えばＰ、Ｓについては、できればその含有量を以下のように規制するのが望ましい。

Ｐ：０．０５％以下
Ｐは靱性や延性に悪影響を及ぼすため、その含有量は０．０５％以下に抑えるのが望ましい。なお、ポリゴナルフェライトを一層均一に分散させるために、Ｐの含有量は０．０１０％以下とすることがより一層好ましい。

Ｓ：０．０５％以下
Ｓは硫化物系介在物を形成して加工性を低下させるため、その含有量は０．０５％以下に抑えるのが望ましい。なお、一段と優れた加工性を確保するために、Ｓの含有量は０．００３％以下とすることがより一層好ましい。

上述の化学組成を有する鋼は、例えば転炉、電気炉又は平炉等により溶製される。鋼塊の製造は、鋳型に注入する「造塊法」又は「連続鋳造法」のいずれの手段を用いても構わない。

（Ｂ）高張力熱延鋼板の組織
本発明の高張力熱延鋼板は、その組織を、体積割合で５％以上のオーステナイトと６０％以上のポリゴナルフェライトを含有し、更に、前記オーステナイトの平均結晶粒径が２．０μｍ以下、前記ポリゴナルフェライトの平均結晶粒径が１．０μｍを超えて３．０μｍまでのものとする必要がある。

先ず、相の種類について、体積割合で５％以上のオーステナイトと６０％以上のポリゴナルフェライトを含有するものとしたのは、組織に占めるオーステナイトが体積割合で５％未満の場合には十分な延性が得られないからである。更に、組織に占めるポリゴナルフェライトが体積割合で６０％未満の場合にも、十分な延性や穴拡げ性が確保できないためである。

組織に占めるオーステナイトの量が多ければ多いほど延性が向上するので、体積割合で組織の６０％以上を占める主相のポリゴナルフェライト以外の組織がすべてオーステナイトであっても構わない。

また、一層優れた延性や穴拡げ性を確保するために、組織に占めるポリゴナルフェライトの体積割合は７０％以上であることが好ましく、９５％（つまり、ポリゴナルフェライト以外の組織がオーステナイトだけで、そのオーステナイトの体積割合が５％の場合）であってもよい。

本発明の高張力熱延鋼板は、上記のポリゴナルフェライトとオーステナイト以外の第３相を含んでいてもよい。ここで、ポリゴナルフェライトとオーステナイト以外の相としては、例えば、ベイナイトが挙げられる。

次に、相のサイズについて、オーステナイトの平均結晶粒径を２．０μｍ以下、ポリゴナルフェライトの平均結晶粒径を１．０μｍを超えて３．０μｍまでのものとしたのは、オーステナイトの平均結晶粒径が２．０μｍを超える場合には、「ＴＲＩＰ」現象によって硬質で且つ粗大なマルテンサイトが生成し、局部延性が劣化するからである。また、ポリゴナルフェライトの平均結晶粒径が１．０μｍ以下では、強度は上昇するものの延性の低下が著しくなって「強度−延性バランス」が急激に低下し、一方、ポリゴナルフェライトの平均結晶粒径が３．０μｍを超える場合には、細粒化強化の効果が十分に得られないためである。

オーステナイトのサイズが小さければ小さいほど、より均一、且つ多量に分散するので、「ＴＲＩＰ」現象が効率的に起こって延性が向上する。したがって、本発明の高張力熱延鋼板におけるオーステナイトの平均結晶粒径の下限値は特に規定しなくてもよい。なお、通常観察される「残留オーステナイト」は、平均結晶粒径が０．０５μｍ以上のものである。また、オーステナイトのアスペクト比が２を超える場合には、鋼板の機械的特性の異方性が大きくなる場合があるので、オーステナイトのアスペクト比は２以下であることが好ましい。

上述の理由から、本発明の高張力熱延鋼板は、その組織を、体積割合で５％以上のオーステナイトと６０％以上のポリゴナルフェライトを含有し、更に、前記オーステナイトの平均結晶粒径が２．０μｍ以下、前記ポリゴナルフェライトの平均結晶粒径が１．０μｍを超えて３．０μｍまでのものとした。

既に述べたように、或る相の体積割合は面積割合に等しいことが知られているため、上記オーステナイト及びポリゴナルフェライトが組織に占める体積割合はそれぞれ、例えば、通常の２次元的な評価方法によって求めたオーステナイト及びポリゴナルフェライトの割合から決定すればよい。その他の相に関しても同様である。

なお、本発明における「オーステナイト」は、オーステナイトが変態せずに残ったいわゆる「残留オーステナイト」を指す。

また、「ポリゴナルフェライト」は、アスペクト比が２以下であるフェライトを指し、既に述べたように、光学顕微鏡や走査電子顕微鏡による組織観察像を画像解析処理することによって確認することができる。なお、フェライトのアスペクト比は、圧延方向に平行に切断した面における圧延方向のフェライト粒径をｄRD、圧延方向に垂直な方向のフェライト粒径をｄNDとしたとき、「ｄRD／ｄND」又は「ｄND／ｄRD」で表される。

前記オーステナイトのアスペクト比も同様に、圧延方向に平行に切断した面における圧延方向のオーステナイト粒径をｄRD、圧延方向に垂直な方向のオーステナイト粒径をｄNDとしたとき、「ｄRD／ｄND」又は「ｄND／ｄRD」で表され、光学顕微鏡や走査電子顕微鏡による組織観察像を画像解析処理することで確認することができる。

なお、既に述べたように、本発明でいう「平均結晶粒径」は、いわゆる「切片法」で求めた平均粒切片長を１．１２倍したＡＳＴＭ公称粒径を指す。

（Ｃ）高張力熱延鋼板のオーステナイト中のＣ含有量
本発明の高張力熱延鋼板は、上記（Ｂ）項で述べた組織におけるオーステナイト中のＣ含有量が０．７〜２．０％のものでなければならない。

オーステナイト中のＣ含有量が０．７％未満であると、鋼板を加工する場合の変形初期に「ＴＲＩＰ」現象が起こるため延性が向上しない。一方、２．０％を超える場合には、オーステナイトが安定になりすぎるため「ＴＲＩＰ」が起こらず、延性の低下をきたす。

したがって、本発明の高張力熱延鋼板は、上記（Ｂ）項で述べた組織におけるオーステナイト中のＣ含有量を０．７〜２．０％とした。

なお、上記オーステナイト中のＣ含有量の好ましい下限は０．９％であり、好ましい上限は１．６％である。

（Ｄ）高張力熱延鋼板の製造方法
前記（Ａ）項に記載の化学組成、（Ｂ）項に記載の組織及び（Ｃ）項に記載のオーステナイト中のＣ含有量を有する（１）の発明〜（４）の発明に係る高張力熱延鋼板は、例えば、前記（Ａ）項に記載の化学組成を有する「鋼塊又は鋼片を熱間圧延してＡｒ₃点以上の温度で熱間での圧延を完了した後、１次冷却を行って０．４秒以内に７２０℃まで冷却し、更に、その１次冷却を７２０〜５５０℃の温度域の温度Ｔ₁℃で停止し、次いで、２次冷却によってＴ₁℃から５００〜３００℃の温度域の温度Ｔ₂℃でまでを１〜３０秒で冷却してＴ₂〜３００℃の温度域で巻き取る」ことを特徴とする前記（５）の発明によって比較的容易に製造することができる。

（Ｄ−１）熱間圧延：
熱間での圧延は、圧延後にオーステナイトからフェライトへ変態させるためにその完了温度をＡｒ₃点以上とするのがよい。圧延によってオーステナイトに導入された加工歪みの蓄積効果が大きくなって結晶粒の微細化が促進されるので、上記熱間圧延の完了温度はＡｒ₃点に近いほど好ましい。なお、被圧延材である鋼塊又は鋼片の「Ｓｉ＋Ａｌ」が前記(1)式を満たす場合には、Ａｒ₃点が９５０℃以下となり加工歪みの蓄積効果を大きくすることが容易になるので、後述する熱間圧延完了後の１次冷却処理によって、平均結晶粒径が１．０μｍを超えて２μｍまでの微細なポリゴナルフェライト粒を容易に得ることができる。

したがって、前記（５）の発明においては、Ａｒ₃点以上の温度で熱間圧延を完了することとした。

熱間圧延に供する鋼塊又は鋼片として、次の（イ）〜（ハ）に記載のものを用いれば、容易にＡｒ₃点以上の熱間圧延完了温度を確保することができる。

（イ）Ａｒ₃点以下の温度域まで温度降下していない鋳造ままの鋼塊又は鋳造後直接に熱間加工され、Ａｒ₃点以下の温度域まで温度降下していない鋼片、
（ロ）鋳造後の冷塊をＡｃ₃点以上の温度域まで再加熱した鋼塊又は熱間加工後の冷片をＡｃ₃点以上の温度域まで再加熱した鋼片、
（ハ）冷間加工された冷片をＡｃ₃点以上の温度域まで再加熱した鋼片。

なお、上記（ロ）及び（ハ）のＡｃ₃点以上の温度域へ再加熱する場合の加熱温度の上限は特に制限されるものではない。しかし、低コストにして高い生産性と均一な機械的特性とを確保するという点からは９００〜１３５０℃程度とするのがよく、ＴｉＣやＮｂＣなどの析出物をオーステナイト中に十分に固溶させる必要がない鋼種の場合には、初期のオーステナイト結晶粒を微細化し、熱間圧延後のフェライト粒を微細化し易くするために、上記の範囲の中でも比較的低い９００〜１１００℃とすることが好ましい。

熱間圧延に際しては、リバースミル又はタンデムミルを用いるのがよく、特に、工業的な生産性の面からは、少なくとも最終の数段はタンデムミルを用いた圧延とすることが好ましい。

なお、熱間圧延における圧下量は、Ａｒ₃点〜「Ａｒ₃点＋１００℃」の温度域における板厚減少率が４０％以上であることが好ましく、Ａｒ₃点〜「Ａｒ₃点＋８０℃」の温度域における板厚減少率が６０％以上であれば一層好ましい。上記の圧延は、１パスで行う必要はなく、連続した複数パスの圧延であってもよい。

複数パスの圧延における１パス当たりの圧下量は、好ましくは板厚減少率で１５〜６０％である。歪みを蓄積させたオーステナイトから変態によって生成するフェライトのサイズを微細化しやすいという点からは、１パス当たりの圧下量を大きくする方が好ましいが、圧延完了後の冷却条件を調整することで、１パス当たりの圧下量が４０％以下の複数パスの圧延によっても平均結晶粒径が３．０μｍ以下の微細なポリゴナルフェライトフェライト粒を得ることができる。

（Ｄ−２）熱間圧延後の冷却と巻き取り：
熱間での圧延を完了した後、オーステナイトに導入された加工歪みを解放することなく、これを駆動力としてオーステナイトからフェライトへ変態させ、微細なフェライト粒組織を生成させるために、先ず、熱間圧延を完了した後、１次冷却を行って０．４秒以内に７２０℃まで冷却し、更に、その１次冷却を７２０〜５５０℃の温度域の温度Ｔ₁℃で停止するのがよい。

７２０℃を超える温度で、冷却を停止又は鈍化させて、熱間圧延完了後に７２０℃に至るまでの時間が０．４秒を超えると、微細なフェライトが生成する以前に、加工によって導入された歪みが解放されてしまう場合や、歪みの存在形態が変化してフェライトの核生成に有効ではなくなり、フェライト粒が顕著に粗大化する場合がある。

１次冷却によって、鋼板の温度が７２０℃に達すると、フェライト変態が活発化する温度域に入る。なお、フェライト変態の温度域は、７２０〜５５０℃の温度域であるため、５５０℃を下回る温度域まで１次冷却するとフェライト（ポリゴナルフェライト）の体積割合が激減してベイナイトやマルテンサイトといった低温変態相が生成する場合がある。

したがって、前記（５）の発明においては、熱間圧延を完了した後、１次冷却を行って０．４秒以内に７２０℃まで冷却し、更に、その１次冷却を７２０〜５５０℃の温度域の温度Ｔ₁℃で停止することとした。

なお、熱間圧延を完了した後、７２０℃まで冷却する時間は、０．２秒以内であることが一層好ましい。これは、加工歪みのオーステナイト中への凍結がより容易になり、加工歪みを駆動力としたオーステナイトからフェライトへの変態によって、一層安定且つ確実に微細なポリゴナルフェライト粒組織が得られるためである。

したがって、前記（６）の発明においては、熱間圧延を完了した後の１次冷却で、７２０℃までを０．２秒以内に冷却することとした。

なお、上記の１次冷却に水冷を用い、その冷却速度を４００℃／ｓ以上とすることが更に好ましい。

また、熱間圧延を完了した後、１次冷却を行って０．４秒以内に７００℃まで冷却することによっても、加工歪みのオーステナイト中への凍結がより容易になり、加工歪みを駆動力としたオーステナイトからフェライトへの変態によって、一層安定且つ確実に微細なポリゴナルフェライト粒組織が得られる。このため、熱間圧延を完了した後、１次冷却を行って０．４秒以内に７００℃まで冷却することがより好ましい。

更に、ベイナイトやマルテンサイトといった低温変態相の生成をできるだけ抑えて、十分な量のポリゴナルフェライトを得るために、１次冷却の停止温度は７００〜６００℃の温度域の温度とするのが一層好ましい。

上記の１次冷却の後は、２次冷却によってＴ₁℃から５００℃までを１〜３０秒で冷却し、更に、その２次冷却を５００〜３００℃の温度域の温度Ｔ₂℃まで行った後Ｔ₂〜３００℃の温度域で巻き取るのがよい。

温度Ｔ₁℃から５００℃までを１秒未満で２次冷却すると、ポリゴナルフェライトの生成量が少なく、そのため未変態オーステナイト中へのＣの濃化が不十分となって、体積割合で５％以上という所望量のオーステナイトを残留させることができない場合がある。一方、温度Ｔ₁℃から５００℃までの冷却に３０秒を超える時間を要する場合には、この２次冷却中にパーライトが生成するため、残留オーステナイト量が減少し十分な「ＴＲＩＰ」効果が得られない場合がある。

なお、巻き取り温度が５００℃を超えるとパーライトが生成して残留オーステナイト量が減少するため、十分な「ＴＲＩＰ」効果が得られない場合があるし、３００℃を下回る温度域で巻き取りを行うとマルテンサイトの生成が促進されて延性が低下する場合がある。

したがって、前記（５）の発明においては、１次冷却をＴ₁℃で停止し、次いで、２次冷却によってＴ₁℃から５００℃までを１〜３０秒で冷却し、更に、その２次冷却を５００〜３００℃の温度域の温度Ｔ₂℃まで行った後Ｔ₂〜３００℃の温度域で巻き取ることとした。

なお、本発明に係る高張力熱延鋼板に溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき、電気めっきなどの表面処理を施した場合には、優れた延性及び穴拡げ性に加えて優れた耐食性をも備えた表面処理鋼板を得ることができる。

以下、実施例により本発明を更に詳しく説明する。

表１に示す化学組成を有する鋼を、１５０ｋｇの高周波真空溶解炉にて溶解し、各鋼塊を通常の方法で熱間鍛造して幅が１５０ｍｍで厚さが３０ｍｍの鋼片（鋼板）とした。

次いで、上記の各鋼片を１０００〜１２５０℃の温度に加熱し、５パスの熱間圧延を行って厚さが１．５ｍｍの鋼板に仕上げた。なお、鋼片を加熱した具体的な温度は、鋼Ａ、鋼Ｃ〜Ｅ、鋼Ｇ、鋼Ｉ、鋼Ｋ、鋼Ｍ及び鋼Ｏが１２５０℃、鋼Ｂ、鋼Ｆ、鋼Ｈ及び鋼Ｊが１１５０℃、鋼Ｌ及び鋼Ｎが１０００℃である。

熱間圧延を完了した後は、表２に示す条件で冷却及び巻き取り処理を行った。なお、上記５パスの熱間圧延における総圧下量（板厚減少率）は９５％で、また、圧延完了温度はおおよそ「Ａｒ₃点＋２０℃」である。

このようにして得た各鋼板について、組織、機械的特性、表面性状及びオーステナイト中のＣ含有量を調査した。

組織は、相の特定、オーステナイトとフェライトの各々の面積割合（したがって、体積割合）、平均結晶粒径及びアスペクト比について調査した。相の特定は走査型電子顕微鏡を用いた板厚方向断面観察によって実施した。オーステナイトとフェライトの平均結晶粒径は、鋼板のいずれか一方の表面から板厚の１／８、１／４及び１／２の深さの位置の３箇所において撮影した走査型電子顕微鏡写真を用いて、切片法によってそれぞれの位置における平均粒切片長を測定し、これらの算術平均値を１．１２倍して求めた。なお、アスペクト比が２を超えるオーステナイトについては、フイルム状の形態を呈していることから平均結晶粒径の測定が困難であるため、参考値としてフイルム幅を測定した。フェライトの体積割合は、前述のフェライト粒径測定位置と同じ位置をいわゆる「メッシュ法」によって測定し、これらの算術平均値から求めた。またオーステナイトの体積割合はＸ線回折測定して求めた。

機械的特性は、引張特性及び伸びフランジ加工性を以下の方法で調査した。

引張特性は各鋼板からＲＤ方向（つまり、圧延方向）とＴＤ方向（つまり、圧延幅方向）にJIS Z 2201(1998)に記載の５号引張試験片を採取して常温で引張試験を行い、引張強度（ＴＳ）と全伸び（ＥＬ）を測定した。

伸びフランジ加工性は、各鋼板から縦横それぞれ１００ｍｍの正方形の試験片を採取し、その中央にポンチで直径が１０ｍｍの打ち抜き穴をあけ，先端角６０°の円錐ポンチでこの穴を拡げて，穴の縁にクラックが貫通した時の穴直径から計算される限界穴拡げ率（ＨＥＲ）で評価した。

表面性状は、各鋼板の表面を光学顕微鏡により１０倍又は５０倍の観察倍率で写真撮影し、島状スケールの面積割合を画像解析によって算出した。なお、島状スケールの面積割合が５％未満のものを「◎」、５％以上２０％未満のものを「○」、２０％以上のものを「×」で評価した。

オーステナイト中のＣ含有量は、Ｘ線回折測定で得られるフェライトとオーステナイトの格子定数から算出した。

表３に、組織とオーステナイト中のＣ含有量の調査結果を示す。なお、試験番号１８の鋼板を除いて、他の試験番号の鋼板におけるフェライトは、全てアスペクト比が２以下のポリゴナルフェライトであった。このため、表３には、オーステナイトに関するアスペクト比だけを２との大小関係で表示した。

表４に、機械的特性及び表面性状の調査結果をまとめて示す。

表３及び表４から明らかなように、本発明で定める化学組成と組織を有する試験番号１〜１２の熱延鋼板は、高強度であるとともに良好な伸び特性を有しており、また、その異方性は極めて小さい。更に、島状スケールの面積割合は５％未満の「◎」で、表面性状にも優れている。

これに対して、本発明で定める化学組成を有する場合であっても組織が本発明で定める規定から外れた試験番号１３〜１８の熱延鋼板の機械的特性は、上記試験番号１〜１２の熱延鋼板に比べて劣ることが明らかである。

すなわち、試験番号１３の熱延鋼板はポリゴナルフェライトの平均結晶粒径が３．０μｍを超えるために強度が低い。

試験番号１４の熱延鋼板は、ポリゴナルフェライトの平均結晶粒径が３．０μｍを超え、しかも、その生成量は体積割合で２１．２％と６０％を大きく下回ったベイナイト主体の組織であるため、延性が極めて低い。

試験番号１５及び試験番号１７の熱延鋼板は、その組織がそれぞれ、ポリゴナルフェライトとパーライトの混合組織、ポリゴナルフェライトとマルテンサイトの混合組織であって、オーステナイトを含まないものであり、したがって、オーステナイト中におけるＣの含有量も本発明の規定から外れている。このため、その機械的特性は大きく劣っている。

試験番号１６の熱延鋼板は、ポリゴナルフェライトの平均結晶粒径が３．０μｍを超え、しかも、オーステナイトを含まないものであり、したがって、オーステナイト中におけるＣの含有量も本発明の規定から外れている。このため、その機械的特性は大きく劣っている。

また、試験番号１８の熱延鋼板は、前述のとおりフェライトはそのアスペクト比が２を超える加工組織になっており、しかもその加工フェライトの平均結晶粒径が３．０μｍを超えるため延性が極めて低い。

なお、本発明で定める化学組成から外れた試験番号１９〜２２の熱延鋼板は、その組織も本発明で定める規定から外れおり、強度、延性及び表面性状のうちの少なくとも１つの特性が劣っている。

本発明の高張力熱延鋼板は、「強度−延性バランス」に優れるので、自動車や各種の産業機械に用いられる高強度構造部材の素材として利用することができる。この高張力熱延鋼板は、本発明の方法によって８００℃程度以上の実用的な熱間圧延によって比較的容易に製造することができる。

Claims (6)

1. 質量％で、Ｃ：０．０５〜０．３０％、Ｓｉ：０．５％未満、Ｍｎ：０．５〜３．０％及びＡｌ：０．１〜２．０％を含有するとともにＳｉとＡｌの含有量の和が０．５〜２．０％を満たし、残部はＦｅ及び不純物の化学組成で、組織中に体積割合で５％以上のオーステナイトと６０％以上のポリゴナルフェライトを含有し、更に、前記オーステナイトの平均結晶粒径が２．０μｍ以下、前記ポリゴナルフェライトの平均結晶粒径が１．０μｍを超えて３．０μｍまでで、しかも、前記オーステナイト中のＣ含有量が質量％で、０．７〜２．０％であることを特徴とする高張力熱延鋼板。
2. ＳｉとＡｌの含有量の和が下記(1)式を満たす請求項１に記載の高張力熱延鋼板。
   ０．５≦Ｓｉ＋Ａｌ≦（１３×Ｃ＋Ｍｎ＋１０）／１０・・・(1)
   但し、(1)式中の元素記号は、その元素の質量％での鋼中含有量を表す。
3. Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｎｂ：０．００５〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．２０％及びＶ：０．００５〜０．２０％のうちの１種以上を含有する請求項１又は２に記載の高張力熱延鋼板。
4. Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃａ：０．０００２〜０．０１％、Ｚｒ：０．００２〜０．１０％及びＲＥＭ（希土類元素）：０．００２〜０．１０％のうちの１種以上を含有する請求項１から３までのいずれかに記載の高張力熱延鋼板。
5. 請求項１から４までのいずれかに記載の化学組成を有する高張力熱延鋼板の製造方法であって、前記化学組成の鋼塊又は鋼片を熱間圧延してＡｒ₃点以上の温度で熱間での圧延を完了した後、１次冷却を行って０．４秒以内に７２０℃まで冷却し、更に、その１次冷却を７２０〜５５０℃の温度域の温度Ｔ₁℃で停止し、次いで、２次冷却によってＴ₁℃から５００℃までを１〜３０秒で冷却し、更に、その２次冷却を５００〜３００℃の温度域の温度Ｔ₂℃まで行った後Ｔ₂〜３００℃の温度域で巻き取ることを特徴とする高張力熱延鋼板の製造方法。
6. １次冷却が７２０℃まで０．２秒以内に冷却するものである請求項５に記載の高張力熱延鋼板の製造方法。