JP5070732B2 - 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 - Google Patents
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Description
本発明は伸び特性および伸びフランジ特性および引張疲労特性に優れた引張強度（TS）780MPa以上の高強度熱延鋼板およびその製造方法に関するものである。本鋼板は、例えば自動車やトラック用のフレーム等といった、成形性を要し、かつ引張疲労特性を必要とする部品への高強度鋼の適用を意図したものである。
自動車やトラック用のフレーム等といった、成形性を要し、かつ引張疲労特性を必要とする部品には、従来TS780MPa級鋼では成型が困難であるため、TS590MPa級以下の熱延鋼板が使用されてきた。また、TS780MPa級鋼板を使用する場合には、当然従来のTS590MPa級鋼から板厚が低減されるため、部材としてみたときに引張疲労特性がこれまであったTS780MPa級鋼の特性では不十分であった。しかし、近年、自動車の耐衝突特性向上のため、自動車用鋼板の高強度化が推進され、引張疲労特性が必要とされる部位にも、TS780MPa級鋼の使用が検討され始めている。それらの部品に必要な成形性は伸びと伸びフランジ特性である。
伸びを向上させる手段としては、残留オーステナイトを利用した特許文献１の技術が上げられる。しかし、残留オーステナイトは伸びフランジ成形性を劣化させる。母相とその他の相の間の硬度差が小さいほど伸びフランジ性が良いことが知られているが、残留オーステナイト鋼は第二相が硬質で母相のフェライトとの硬度差が大きく、伸びフランジ成形性の劣化が問題となっていた。一方、焼き戻しマルテンサイトやベイナイト単相組織鋼は母相と第二相の硬度差が小さいため、伸びフランジ成形性が良いが、伸び特性が小さい。そのため、伸び特性と伸びフランジ特性を両立させるためには、母相と第二相の硬度差の小さい複合組織鋼が必要となる。特許文献２では、Ti、Mo、Wを含有する析出物によって、また、特許文献３では、Ti、Moを含有する析出物によって、フェライト相を析出強化し、第二相のベイナイトとの硬度差を低減した複合組織鋼板に関する技術が開示されている。また、これらの特許文献は、粗大化し易いTiCをMoとの複合析出物とすることで、析出物の粗大化を抑制することを特徴としている。しかし、Moは炭化物形成元素であるTi、Nb、Vと比較し、高価な上、急冷→空冷または保持→急冷により作製する鋼板において、鋼中のMo量の50%以下程度しか析出しないため、コスト高になることが問題となっていた。そこで、高価なMoを利用せず、例えばTiなどのより安価な元素で、伸び特性と伸びフランジ特性を満足させた上で高強度化を達成できる技術が望まれていた。
また、特許文献４では、TiCによる析出強化フェライトとベイナイトの組織からなる鋼板についての技術が開示されている。この特許文献の実施例によると、板厚2.9mmで引張強さが740N/mm2であり、(引張強さ)x(伸び)が18000N/mm2・%以上で、伸びフランジ特性の指標である穴拡げ率と引張強さの積(引張強さ)x(穴拡げ率)が40000N/mm2以上を達成しているが、引張疲労特性については、必ずしも十分とはいえなかった。
疲労特性を向上させるための技術としては、特許文献５では表層および内層の組織分率をコントロールすることにより、伸びおよび疲労特性を向上させる技術が開示されているが、伸びフランジ成形性の向上を狙った方策についてはなんら触れられていない。
特開平７−６２４８５号公報
特開２００３−３２１７３９号公報
特開２００４−３３９６０６号公報
特開平８−１９９２９８号公報
特開平１１−２４１１４１号公報
本発明における課題は、上記問題に鑑みて、高価なMoを用いずにTi、Nb、Vなどの炭化物形成元素、中でも安価な元素であるうえ析出強化量が高いTiを有効に活用し、TS780MPa以上で伸び特性と伸びフランジ特性の両者を向上させ、さらに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を提供することである。
本発明における目標特性は次のとおりである。
（１）引張強度(TS)≧780MPa
（２）伸び特性:伸び(EL)≧22%
（３）伸びフランジ特性：穴拡げ率(λ)≧65%
（４）引張疲労特性：引張疲労の耐久比〔疲労限(FL)とTSの比(FL/TS)〕≧0.65
（１）引張強度(TS)≧780MPa
（２）伸び特性:伸び(EL)≧22%
（３）伸びフランジ特性：穴拡げ率(λ)≧65%
（４）引張疲労特性：引張疲労の耐久比〔疲労限(FL)とTSの比(FL/TS)〕≧0.65
本発明は、上記の課題を有利に解決するもので、Tiを含む析出物を効率よく析出させ、かつ微細に分散させることで析出強化を有効に活用し、TSが780MPa以上の高強度鋼において、伸び特性と伸びフランジ特性の両者を両立させ、さらには引張疲労特性を向上させた高強度熱延鋼板を、その有利な製造方法と共に提案しようとするものである。
従来、Tiを単独で用いた場合、粗大化しやすいため、Moを共存させて析出物を微細化させる必要があるとされていた。ここで、本発明者らは、Tiの析出について詳細に検討した結果、熱間圧延後直ちに急速冷却を開始して冷却条件を制御することにより、Tiを含む析出物をフェライト中へ微細に析出できることを見出した。
すなわち、本発明者らは、上記課題を解決するために鋭意努力した結果、下記の［１］または［２］に示す成分系を用いて、フェライトを50%以上90%以下、残部をベイナイトとし、フェライト中には、Tiを含む析出物を平均直径20nm以下として微細に析出させ、かつ、鋼中のTi量の80%以上を析出させるとで伸びおよび伸びフランジ特性が非常に高い値を示し、さらに引張疲労特性が飛躍的に向上することを見出した。この組織を達成するためには、下記の［１］または［２］に示す成分を有する鋼を用い、熱間圧延の仕上げ圧延後から冷却開始までの時間を制御することが重要であることを見出した。
これは、圧延後から冷却開始までの時間を短時間に制御し、かつ、680℃以上（Ar3点-20℃）未満の温度まで冷却することで、圧延により導入された歪の回復を防ぎ、かつ、フェライト変態の駆動力として歪を最大限に活用できたこと、また、これは、従来困難とされていたTiを含む析出物のフェライト中への微細析出を可能とし、効率よく析出させることにも有効であったためと考えられる。
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：0.06%以上0.15%以下、
Si：1.2%以下、
Mn：0.5%以上1.6%以下、
P：0.04%以下、
S：0.005%以下、
Al：0.05%以下および
Ti：0.03%以上0.20%以下
を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有するとともに、体積占有率で50%以上90%以下がフェライトで、かつ残部が実質的にベイナイトであって、フェライトとベイナイトの体積占有率の合計が95%以上であり、フェライト中にはTiを含む析出物が析出し、該析出物の平均直径が20nm以下である組織を有し、かつ、鋼中のTi量の80%以上が析出していることを特徴とする伸び特性、伸びフランジ特性および引張疲労特性に優れた引張強度780MPa以上の高強度熱延鋼板。
C：0.06%以上0.15%以下、
Si：1.2%以下、
Mn：0.5%以上1.6%以下、
P：0.04%以下、
S：0.005%以下、
Al：0.05%以下および
Ti：0.03%以上0.20%以下
を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有するとともに、体積占有率で50%以上90%以下がフェライトで、かつ残部が実質的にベイナイトであって、フェライトとベイナイトの体積占有率の合計が95%以上であり、フェライト中にはTiを含む析出物が析出し、該析出物の平均直径が20nm以下である組織を有し、かつ、鋼中のTi量の80%以上が析出していることを特徴とする伸び特性、伸びフランジ特性および引張疲労特性に優れた引張強度780MPa以上の高強度熱延鋼板。
［２］質量%で、
C：0.06%以上0.15%以下、
Si：1.2%以下、
Mn：0.5%以上1.6%以下、
P：0.04%以下、
S：0.005%以下、
Al：0.05%以下および
Ti：0.03%以上0.20%以下を含有し、さらに、
Nb：0.005%以上0.10%以下およびV：0.03%以上0.15%以下の少なくとも１種または２種を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有するとともに、体積占有率で50%以上90%以下がフェライトで、かつ残部が実質的にベイナイトであって、フェライトとベイナイトの体積占有率の合計が95%以上であり、フェライト中にはTiを含む析出物が析出し、該析出物の平均直径が20nm以下である組織を有し、かつ、鋼中のTi量の80%以上が析出していることを特徴とする伸び特性、伸びフランジ特性および引張疲労特性に優れた引張強度780MPa以上の高強度熱延鋼板。
C：0.06%以上0.15%以下、
Si：1.2%以下、
Mn：0.5%以上1.6%以下、
P：0.04%以下、
S：0.005%以下、
Al：0.05%以下および
Ti：0.03%以上0.20%以下を含有し、さらに、
Nb：0.005%以上0.10%以下およびV：0.03%以上0.15%以下の少なくとも１種または２種を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有するとともに、体積占有率で50%以上90%以下がフェライトで、かつ残部が実質的にベイナイトであって、フェライトとベイナイトの体積占有率の合計が95%以上であり、フェライト中にはTiを含む析出物が析出し、該析出物の平均直径が20nm以下である組織を有し、かつ、鋼中のTi量の80%以上が析出していることを特徴とする伸び特性、伸びフランジ特性および引張疲労特性に優れた引張強度780MPa以上の高強度熱延鋼板。
［３］前記ベイナイトの楕円長軸長さの平均値が10μm未満であることを特徴とする［１］または［２］に記載の伸び特性、伸びフランジ特性および引張疲労特性に優れた引張強度780MPa以上の高強度熱延鋼板。
［４］前記ベイナイトの楕円長軸長さの平均値が10μm以上であるとともにベイナイトの相当楕円のアスペクト比の平均が4.5以下であることを特徴とする［１］または［２］に記載の伸び特性、伸びフランジ特性および引張疲労特性に優れた引張強度780MPa以上の高強度熱延鋼板。
［５］前記フェライトの平均硬度(Hvα)と前記ベイナイトの平均硬度(HvB)が、HvB-Hvα≦230を満足することを特徴とする［１］ないし［４］のいずれか１項に記載の伸び特性、伸びフランジ特性および引張疲労特性に優れた引張強度780MPa以上の高強度熱延鋼板。
［６］ ［１］に記載の高強度熱延鋼板を製造する方法であって、
質量%で、
C： 0 . 0 6 %以上0 . 1 5 %以下、
S i： 1 . 2 %以下、
M n： 0 . 5 %以上1 . 6 %以下、
P： 0 . 0 4 %以下、
S： 0 . 0 0 5 %以下、
A l： 0 . 0 5 %以下および
T i： 0 . 0 3 %以上0 . 2 0 %以下を含有し、
残部がF eおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼スラブを、1 1 5 0℃ 以上1 3 0 0℃以下に加熱したのち、仕上げ圧延温度をA r 3 点以上（ A r 3 点+ 1 0 0℃ ） 未満として熱間圧延を行ない、その後、3 . 0ｓ 以内に冷却を開始し、6 8 0℃ 以上（ A r 3 点- 2 0℃ ） 未満の冷却停止温度まで平均冷却速度3 0℃ / s以上で強制冷却し、次いで3ｓ 以上1 5 s以下の間強制冷却を停止して空冷とし、その後、平均冷却速度2 0℃ / s以上で強制冷却して3 0 0℃ 以上6 0 0℃ 以下で巻き取ることを特徴とした伸び特性、伸びフランジ特性および引張疲労特性に優れた引張強度7 8 0 M P a以上の高強度熱延鋼板の製造方法。
質量%で、
C： 0 . 0 6 %以上0 . 1 5 %以下、
S i： 1 . 2 %以下、
M n： 0 . 5 %以上1 . 6 %以下、
P： 0 . 0 4 %以下、
S： 0 . 0 0 5 %以下、
A l： 0 . 0 5 %以下および
T i： 0 . 0 3 %以上0 . 2 0 %以下を含有し、
残部がF eおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼スラブを、1 1 5 0℃ 以上1 3 0 0℃以下に加熱したのち、仕上げ圧延温度をA r 3 点以上（ A r 3 点+ 1 0 0℃ ） 未満として熱間圧延を行ない、その後、3 . 0ｓ 以内に冷却を開始し、6 8 0℃ 以上（ A r 3 点- 2 0℃ ） 未満の冷却停止温度まで平均冷却速度3 0℃ / s以上で強制冷却し、次いで3ｓ 以上1 5 s以下の間強制冷却を停止して空冷とし、その後、平均冷却速度2 0℃ / s以上で強制冷却して3 0 0℃ 以上6 0 0℃ 以下で巻き取ることを特徴とした伸び特性、伸びフランジ特性および引張疲労特性に優れた引張強度7 8 0 M P a以上の高強度熱延鋼板の製造方法。
［７］ ［２］に記載の高強度熱延鋼板を製造する方法であって、
質量%で、
C： 0 . 0 6 %以上0 . 1 5 %以下、
S i： 1 . 2 %以下、
M n： 0 . 5 %以上1 . 6 %以下、
P： 0 . 0 4 %以下、
S： 0 . 0 0 5 %以下、
A l： 0 . 0 5 %以下および
T i： 0 . 0 3 %以上0 . 2 0 %以下を含有し、さらに、
N b： 0 . 0 0 5 %以上0 . 1 0 %以下およびV： 0 . 0 3 %以上0 . 1 5 %以下の少なくとも１ 種または２ 種を含み、残部がF eおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼スラブを、1 1 5 0℃ 以上1 30 0℃ 以下に加熱したのち、仕上げ圧延温度をA r 3 点以上（ A r 3 点+ 1 0 0℃ ） 未満として熱間圧延を行ない、その後、3 . 0ｓ 以内に冷却を開始し、6 8 0℃ 以上（ A r 3 点- 2 0℃ ） 未満の冷却停止温度まで平均冷却速度3 0℃ / s以上で強制冷却し、次いで3ｓ 以上1 5 s以下の間強制冷却を停止して空冷とし、その後、平均冷却速度2 0℃ / s以上で強制冷却して3 0 0℃ 以上6 0 0℃ 以下で巻き取ることを特徴とした伸び特性、伸びフランジ特性および引張疲労特性に優れた引張強度7 8 0 M P a以上の高強度熱延鋼板の製造方法。
以上
質量%で、
C： 0 . 0 6 %以上0 . 1 5 %以下、
S i： 1 . 2 %以下、
M n： 0 . 5 %以上1 . 6 %以下、
P： 0 . 0 4 %以下、
S： 0 . 0 0 5 %以下、
A l： 0 . 0 5 %以下および
T i： 0 . 0 3 %以上0 . 2 0 %以下を含有し、さらに、
N b： 0 . 0 0 5 %以上0 . 1 0 %以下およびV： 0 . 0 3 %以上0 . 1 5 %以下の少なくとも１ 種または２ 種を含み、残部がF eおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼スラブを、1 1 5 0℃ 以上1 30 0℃ 以下に加熱したのち、仕上げ圧延温度をA r 3 点以上（ A r 3 点+ 1 0 0℃ ） 未満として熱間圧延を行ない、その後、3 . 0ｓ 以内に冷却を開始し、6 8 0℃ 以上（ A r 3 点- 2 0℃ ） 未満の冷却停止温度まで平均冷却速度3 0℃ / s以上で強制冷却し、次いで3ｓ 以上1 5 s以下の間強制冷却を停止して空冷とし、その後、平均冷却速度2 0℃ / s以上で強制冷却して3 0 0℃ 以上6 0 0℃ 以下で巻き取ることを特徴とした伸び特性、伸びフランジ特性および引張疲労特性に優れた引張強度7 8 0 M P a以上の高強度熱延鋼板の製造方法。
以上
［８］前記仕上げ圧延温度が、Ar3点以上(Ar3点+50℃)未満であることを特徴とする［６］または［７］に記載の伸び特性、伸びフランジ特性および引張疲労特性に優れた引張強度780MPa以上の高強度熱延鋼板の製造方法。
［９］前記仕上圧延温度が、（Ar3点+50）℃以上(Ar3点+80)℃未満であることを特徴とする［６］または［７］に記載の伸び特性、伸びフランジ特性および引張疲労特性に優れた引張強度780MPa以上の高強度熱延鋼板の製造方法。
［１０］前記巻き取る温度が、350℃以上500℃以下であることを特徴とする［６］ないし［９］のいずれか１項に記載の伸び特性、伸びフランジ特性および引張疲労特性に優れた引張強度780MPa以上の高強度熱延鋼板の製造方法。
本発明に従い、Ti添加鋼において、鋼組織をフェライト+ベイナイトとし、かつフェライト中にTiを含む析出物を効率よく析出させ、かつ微細に分散させることにより、TSが780MPa以上の高強度において、優れた伸び特性、伸びフランジ特性および引張疲労特性を得ることができ、その結果、自動車やトラック用部品の板厚減少が可能となり、自動車車体の高性能化に大きく貢献する。
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：0.06%以上0.15%以下
Cは炭化物を析出物としてフェライト中に析出させ、さらにベイナイトを生成させるために必要な元素であり、そのためには0.06%以上の含有が必要である。しかしながら、含有量が0.15%を超えると溶接性が劣化するため、上限を0.15%とした。より好ましい範囲は0.07%〜0.12%である。
Cは炭化物を析出物としてフェライト中に析出させ、さらにベイナイトを生成させるために必要な元素であり、そのためには0.06%以上の含有が必要である。しかしながら、含有量が0.15%を超えると溶接性が劣化するため、上限を0.15%とした。より好ましい範囲は0.07%〜0.12%である。
Si：1.2%以下
Siは、フェライト変態を促進させる働きがある。また、固溶強化元素としての働きがあり、０．１%以上含有することが好ましい。ただし1.2%を超えて多量に含有させると表面性状が著しく劣化し、耐食性も低下するため、上限を1.2%とした。より好ましい範囲は0.2%〜1.0%である。
Siは、フェライト変態を促進させる働きがある。また、固溶強化元素としての働きがあり、０．１%以上含有することが好ましい。ただし1.2%を超えて多量に含有させると表面性状が著しく劣化し、耐食性も低下するため、上限を1.2%とした。より好ましい範囲は0.2%〜1.0%である。
Mn：0.5%以上1.6%以下
Mnは、強度上昇のために添加する。しかしながら、含有量が0.5%に満たないとその添加効果に乏しく、一方含有量が1.6%を超える過剰な添加は溶接性を著しく低下させるため、上限を1.6%とした。より好ましい範囲は0.8%〜1.2%である。
Mnは、強度上昇のために添加する。しかしながら、含有量が0.5%に満たないとその添加効果に乏しく、一方含有量が1.6%を超える過剰な添加は溶接性を著しく低下させるため、上限を1.6%とした。より好ましい範囲は0.8%〜1.2%である。
P：0.04%以下
Pは旧γ粒界に偏析して低温靭性を劣化させるとともに、鋼中で偏析する傾向が強いため鋼板の異方性を大きくし、加工性を低下させるので極力低減することが好ましいが、0.04%までは許容されるため上限を0.04%とした。より好ましくは0.03%以下とする。
Pは旧γ粒界に偏析して低温靭性を劣化させるとともに、鋼中で偏析する傾向が強いため鋼板の異方性を大きくし、加工性を低下させるので極力低減することが好ましいが、0.04%までは許容されるため上限を0.04%とした。より好ましくは0.03%以下とする。
S：0.005%以下
Sは旧γ粒界に偏析もしくはＭnSが多量に生成した場合、低温靭性を低下させ、寒冷地で使用しにくくなり、かつ、伸びフランジ性を著しく低下させるので極力低減することが好ましいが、0.005%までは許容されるため上限を0.005%とした。
Sは旧γ粒界に偏析もしくはＭnSが多量に生成した場合、低温靭性を低下させ、寒冷地で使用しにくくなり、かつ、伸びフランジ性を著しく低下させるので極力低減することが好ましいが、0.005%までは許容されるため上限を0.005%とした。
Al：0.05%以下
Alは鋼の脱酸剤として添加され、鋼の清浄度を向上させるのに有効な元素である。この効果を得るためには0.001%以上含有させることが好ましい。しかし、0.05%を超えると介在物が多量に発生し、鋼板の疵の原因になるため、上限を0.05%とした。
Alは鋼の脱酸剤として添加され、鋼の清浄度を向上させるのに有効な元素である。この効果を得るためには0.001%以上含有させることが好ましい。しかし、0.05%を超えると介在物が多量に発生し、鋼板の疵の原因になるため、上限を0.05%とした。
Ti：0.03%以上0.20%以下
Tiは、フェライトを析出強化する上で非常に重要な元素である。0.03%未満では、必要な強度を確保することが困難であり、0.20%を超えるとその効果は飽和し、コストアップとなるだけなので、上限を0.20%とした。より好ましい範囲は0.08%〜0.18%である。
Tiは、フェライトを析出強化する上で非常に重要な元素である。0.03%未満では、必要な強度を確保することが困難であり、0.20%を超えるとその効果は飽和し、コストアップとなるだけなので、上限を0.20%とした。より好ましい範囲は0.08%〜0.18%である。
以上、基本成分について説明したが、本発明では、その他にも以下に述べる元素を含有させることができる。
Nb：0.005%以上0.10%以下
V：0.03%以上0.15%以下
強度および疲労強度を付与させるために、Nb、Vのうちから選んだいずれかの１種または2種を含有させることができる。これらの元素は、析出強化または固溶強化として働き強度および疲労強度の向上に寄与する。しかし、Nbの場合、その含有量が0.005%未満、Vの場合その含有量が0.03%未満では、その添加効果に乏しく、Nb量が0.10%超え、また、V量が0.15%超えでは、その効果は飽和し、コストアップとなるだけなので、上限をNbの場合0.10%、Vの場合0.15%とした。より好ましい範囲は、Nb量は0.02%〜0.06%、また、V量は0.05%〜0.10%である。
V：0.03%以上0.15%以下
強度および疲労強度を付与させるために、Nb、Vのうちから選んだいずれかの１種または2種を含有させることができる。これらの元素は、析出強化または固溶強化として働き強度および疲労強度の向上に寄与する。しかし、Nbの場合、その含有量が0.005%未満、Vの場合その含有量が0.03%未満では、その添加効果に乏しく、Nb量が0.10%超え、また、V量が0.15%超えでは、その効果は飽和し、コストアップとなるだけなので、上限をNbの場合0.10%、Vの場合0.15%とした。より好ましい範囲は、Nb量は0.02%〜0.06%、また、V量は0.05%〜0.10%である。
次に鋼板の組織の限定理由について述べる。
フェライトの体積占有率：50%以上90%以下
フェライトが体積占有率で50%未満の場合、硬質第２相が過多となり、伸びフランジ特性が低下するため、フェライトは50%以上とする必要がある。一方、90%を超えた場合は第二相が少なすぎて伸びが向上しないため、90%以下とする必要がある。より好ましい範囲は65%〜88%である。
フェライトが体積占有率で50%未満の場合、硬質第２相が過多となり、伸びフランジ特性が低下するため、フェライトは50%以上とする必要がある。一方、90%を超えた場合は第二相が少なすぎて伸びが向上しないため、90%以下とする必要がある。より好ましい範囲は65%〜88%である。
鋼の残部組織が実質的にベイナイトであって、フェライトとベイナイトの体積占有率の合計が95%以上
上記したフェライト以外の残部組織は、伸びフランジ性を良好とするため、実質的にベイナイトとする必要がある。
ここで、残部が実質的にベイナイトとするとは、上記フェライト以外の残部組織をベイナイト主体とすることであり、フェライトとベイナイトの体積占有率の合計が95%以上である組織とすることである。その他の組織としてマルテンサイト等フェライト、ベイナイト以外の組織が混入する場合があるが、5%以下であれば許容でき、フェライト以外の残部が実質的にベイナイトであるといえる。より好ましくは、フェライトとベイナイトの体積占有率の合計が97%超えである。
上記したフェライト以外の残部組織は、伸びフランジ性を良好とするため、実質的にベイナイトとする必要がある。
ここで、残部が実質的にベイナイトとするとは、上記フェライト以外の残部組織をベイナイト主体とすることであり、フェライトとベイナイトの体積占有率の合計が95%以上である組織とすることである。その他の組織としてマルテンサイト等フェライト、ベイナイト以外の組織が混入する場合があるが、5%以下であれば許容でき、フェライト以外の残部が実質的にベイナイトであるといえる。より好ましくは、フェライトとベイナイトの体積占有率の合計が97%超えである。
フェライト中には、Tiを含む析出物が析出し、該析出物の平均直径が20nm以下
Tiを含む析出物は、フェライトを強化し、引張疲労強度を向上させる効果がある。また、このようなTiを含む析出物は、本発明においては、主に炭化物としてフェライト中に析出すると考えられるが、炭化物等の析出物の析出強化により軟質のフェライトの硬度が増加し、硬質のベイナイトとの硬度差が低減されるため、伸びフランジ性を向上させる効果がある。また、フェライト中に析出している、Tiを含む析出物の平均直径が20nm超えでは、転位の移動を抑制する効果が小さく、必要な強度および引張疲労強度が得られないため、フェライト中に析出しているTiを含む析出物の平均直径を20nm以下とする必要がある。
Tiを含む析出物は、フェライトを強化し、引張疲労強度を向上させる効果がある。また、このようなTiを含む析出物は、本発明においては、主に炭化物としてフェライト中に析出すると考えられるが、炭化物等の析出物の析出強化により軟質のフェライトの硬度が増加し、硬質のベイナイトとの硬度差が低減されるため、伸びフランジ性を向上させる効果がある。また、フェライト中に析出している、Tiを含む析出物の平均直径が20nm超えでは、転位の移動を抑制する効果が小さく、必要な強度および引張疲労強度が得られないため、フェライト中に析出しているTiを含む析出物の平均直径を20nm以下とする必要がある。
鋼中のTi量の80%以上が析出
鋼中のTi量の80%未満しか析出していない場合、C等との析出物を形成しなかったTiはフェライトに固溶した状態で残存している。これでは、強度および引張疲労強度の向上させる働きが小さく非経済的かつ非効率的である。必要な強度および疲労強度を経済的かつ効率的に達成するには、鋼中のTi量の80%以上が析出していることが効果的であることを本発明で見出した。なお、析出物の平均直径のより好ましい範囲は、3nm〜15nmである。また、鋼中のTi量の90%以上が析出するとより好ましい。
鋼中のTi量の80%未満しか析出していない場合、C等との析出物を形成しなかったTiはフェライトに固溶した状態で残存している。これでは、強度および引張疲労強度の向上させる働きが小さく非経済的かつ非効率的である。必要な強度および疲労強度を経済的かつ効率的に達成するには、鋼中のTi量の80%以上が析出していることが効果的であることを本発明で見出した。なお、析出物の平均直径のより好ましい範囲は、3nm〜15nmである。また、鋼中のTi量の90%以上が析出するとより好ましい。
本発明では、Tiを含む析出物は上記のように主にフェライト中に析出する。これは、フェライトにおけるCの固溶限はオーステナイトより小さく、過飽和のCはフェライト中にTiを含む炭化物を形成して析出する傾向にあるためと考えられる。実際に鋼板から作製した薄膜試料を透過型電子顕微鏡（TEM）にて観察した結果、フェライト中に該析出物が認められた。
ベイナイトの楕円長軸長さの平均値が10μm未満
ベイナイトの形状は、伸びフランジ特性に影響を与え、ベイナイトの粒径を小さくする方が、良好な伸びフランジ特性を得る上ではさらに好ましい。具体的には、ベイナイトの楕円長軸長さを平均で10μm未満とすることが好ましい。
ベイナイトの形状は、伸びフランジ特性に影響を与え、ベイナイトの粒径を小さくする方が、良好な伸びフランジ特性を得る上ではさらに好ましい。具体的には、ベイナイトの楕円長軸長さを平均で10μm未満とすることが好ましい。
ベイナイトの楕円長軸長さの平均値が10μm以上のもののアスペクト比の平均が4.5以下
ベイナイトの楕円長軸長さが平均で10μm以上の場合については、等軸粒に近づけることが、良好な伸びフランジ特性を得る上では好ましく、具体的には、ベイナイトの相当楕円のアスペクト比（楕円長軸長さ/楕円短軸長さ）の平均を4.5以下とすることが好ましい。なお、この場合、伸びフランジ性を良好にする上では、ベイナイトの楕円長軸長さは平均で50μm以下とすることが好ましい。
このように、ベイナイトの粒径（楕円長軸長さ）を細かくする、あるいは、粒径が大きな場合はアスペクト比を小さくしてより等軸粒に近づけることにより、伸びフランジ性がより改善できるのは、打ち抜き端面において鋼板の打ち抜き加工の際の初期クラックの増大を防止し、また、フランジ加工の際に亀裂の進展を遅くできるため、と考えられる。
ベイナイトの楕円長軸長さが平均で10μm以上の場合については、等軸粒に近づけることが、良好な伸びフランジ特性を得る上では好ましく、具体的には、ベイナイトの相当楕円のアスペクト比（楕円長軸長さ/楕円短軸長さ）の平均を4.5以下とすることが好ましい。なお、この場合、伸びフランジ性を良好にする上では、ベイナイトの楕円長軸長さは平均で50μm以下とすることが好ましい。
このように、ベイナイトの粒径（楕円長軸長さ）を細かくする、あるいは、粒径が大きな場合はアスペクト比を小さくしてより等軸粒に近づけることにより、伸びフランジ性がより改善できるのは、打ち抜き端面において鋼板の打ち抜き加工の際の初期クラックの増大を防止し、また、フランジ加工の際に亀裂の進展を遅くできるため、と考えられる。
フェライト相の平均硬度(Hvα)とベイナイト相の平均硬度(HvB)が、HvB-Hvα≦230を満足
ベイナイト相の平均硬度(HvB)とフェライト相の平均硬度(Hvα)の差（HvB-Hvα）を小さくする、具体的には230以下とすることにより、鋼板が加工を受けた時にフェライト相とベイナイト相の変形量の差を小さくできるため、クラックの増大を防止し、さらに良好な伸びフランジ特性とすることができる。
ベイナイト相の平均硬度(HvB)とフェライト相の平均硬度(Hvα)の差（HvB-Hvα）を小さくする、具体的には230以下とすることにより、鋼板が加工を受けた時にフェライト相とベイナイト相の変形量の差を小さくできるため、クラックの増大を防止し、さらに良好な伸びフランジ特性とすることができる。
次に本発明の製造工程について説明する。
鋼スラブを1150℃以上1300℃以下に加熱
TiあるいはさらにNb、Vは鋼スラブ中ではほとんどが炭化物として存在している。熱間圧延後にフェライト中に目標どおりに析出させるためには熱間圧延前に炭化物として析出している析出物を一旦溶解させる必要がある。そのためには1150℃を超えた温度に加熱する必要がある。1300℃を超えて加熱すると、結晶粒径が粗大になりすぎて伸び、伸びフランジ特性ともに劣化するので1300℃以下とする。好適範囲は1200℃以上である。
TiあるいはさらにNb、Vは鋼スラブ中ではほとんどが炭化物として存在している。熱間圧延後にフェライト中に目標どおりに析出させるためには熱間圧延前に炭化物として析出している析出物を一旦溶解させる必要がある。そのためには1150℃を超えた温度に加熱する必要がある。1300℃を超えて加熱すると、結晶粒径が粗大になりすぎて伸び、伸びフランジ特性ともに劣化するので1300℃以下とする。好適範囲は1200℃以上である。
熱間圧延における仕上げ圧延温度：Ar3点以上（Ar3点+100℃）以下
鋼スラブは上記加熱温度に加熱した後、熱間圧延を行ない、熱間仕上げ圧延の終了温度である仕上げ圧延温度を、Ar3点以上（Ar3点+100℃）以下とする。仕上げ圧延温度がAr3点未満となると、フェライト+オーステナイトの状態で圧延されることとなる。この場合、展伸したフェライト組織となるため、伸びフランジ特性が劣化する。仕上げ圧延温度が（Ar3点+100℃）を超えた条件となると、圧延で導入された歪が回復するため、必要とするフェライト量を得ることができない。よって、仕上げ圧延温度Ar3点以上（Ar3点+100℃）以下で仕上げ圧延を行なう。
さらに、仕上げ圧延温度(Ar3点+50℃)点以上(Ar3点+80℃)未満で仕上げ圧延を行なうとベイナイトの楕円長軸長さが10μm以上のもののアスペクト比が4.5以下となり、伸びフランジ特性が向上する。
なお、ベイナイトの楕円長軸長さの平均値を10μm未満とするには、上記製造方法において、仕上げ圧延温度がAr3点以上(Ar3点+50℃)未満とすることが好ましい。
鋼スラブは上記加熱温度に加熱した後、熱間圧延を行ない、熱間仕上げ圧延の終了温度である仕上げ圧延温度を、Ar3点以上（Ar3点+100℃）以下とする。仕上げ圧延温度がAr3点未満となると、フェライト+オーステナイトの状態で圧延されることとなる。この場合、展伸したフェライト組織となるため、伸びフランジ特性が劣化する。仕上げ圧延温度が（Ar3点+100℃）を超えた条件となると、圧延で導入された歪が回復するため、必要とするフェライト量を得ることができない。よって、仕上げ圧延温度Ar3点以上（Ar3点+100℃）以下で仕上げ圧延を行なう。
さらに、仕上げ圧延温度(Ar3点+50℃)点以上(Ar3点+80℃)未満で仕上げ圧延を行なうとベイナイトの楕円長軸長さが10μm以上のもののアスペクト比が4.5以下となり、伸びフランジ特性が向上する。
なお、ベイナイトの楕円長軸長さの平均値を10μm未満とするには、上記製造方法において、仕上げ圧延温度がAr3点以上(Ar3点+50℃)未満とすることが好ましい。
仕上げ圧延後3.0s以内に冷却を開始し、680℃以上（Ar3点-20℃）未満の冷却停止温度まで平均冷却速度30℃/s以上で強制冷却
熱間仕上げ圧延後、強制冷却開始までの時間が3.0s超えでは、圧延により導入された歪が回復するため、必要とするフェライト量およびTiを含む析出物の析出量、粒径を得ることができない。より好ましくは、1.6s以内に冷却を開始する。
冷却停止温度が（Ar3点-20℃）以上では、フェライト核生成が起こりにくいため、必要とするフェライト量を得ることができず、またTiを含む析出物の析出量、粒径を得ることができない。また、冷却停止温度が680℃未満では、C、Tiの拡散速度が低下するため必要とするフェライト量およびTiを含む析出物の析出量、粒径を得ることができない。より好ましくは、720℃以上（Ar3点-30℃）未満の冷却停止温度まで強制冷却する。
上記熱間圧延後の強制冷却は、仕上げ圧延温度から上記冷却停止温度までの平均冷却速度を30℃/ｓ以上とする必要がある。該冷却速度が30℃/s未満ではパーライトが生成するため、特性が劣化する。好ましくは、70℃/s以上である。なお、冷却速度の上限は、特に限定するものではないが、上記冷却停止温度範囲内に正確に停止させるためには、300℃/ｓ程度とすることが好ましい。
熱間仕上げ圧延後、強制冷却開始までの時間が3.0s超えでは、圧延により導入された歪が回復するため、必要とするフェライト量およびTiを含む析出物の析出量、粒径を得ることができない。より好ましくは、1.6s以内に冷却を開始する。
冷却停止温度が（Ar3点-20℃）以上では、フェライト核生成が起こりにくいため、必要とするフェライト量を得ることができず、またTiを含む析出物の析出量、粒径を得ることができない。また、冷却停止温度が680℃未満では、C、Tiの拡散速度が低下するため必要とするフェライト量およびTiを含む析出物の析出量、粒径を得ることができない。より好ましくは、720℃以上（Ar3点-30℃）未満の冷却停止温度まで強制冷却する。
上記熱間圧延後の強制冷却は、仕上げ圧延温度から上記冷却停止温度までの平均冷却速度を30℃/ｓ以上とする必要がある。該冷却速度が30℃/s未満ではパーライトが生成するため、特性が劣化する。好ましくは、70℃/s以上である。なお、冷却速度の上限は、特に限定するものではないが、上記冷却停止温度範囲内に正確に停止させるためには、300℃/ｓ程度とすることが好ましい。
3s以上15s以下強制冷却を停止し、空冷
上記強制冷却を停止した後は、3s以上15s以下の間強制冷却を停止して空冷状態とする。この強制冷却を停止している時間、すなわち空冷時間が3s未満では、必要とするフェライト量を得ることができない。また、15sを超えるとパーライトが生成し、特性を劣化させる。なお、強制冷却を停止して空冷となっている間の冷却速度は概ね15℃/s以下である。
上記強制冷却を停止した後は、3s以上15s以下の間強制冷却を停止して空冷状態とする。この強制冷却を停止している時間、すなわち空冷時間が3s未満では、必要とするフェライト量を得ることができない。また、15sを超えるとパーライトが生成し、特性を劣化させる。なお、強制冷却を停止して空冷となっている間の冷却速度は概ね15℃/s以下である。
上記空冷後、平均冷却速度20℃/s以上で強制冷却し、300℃以上600℃以下で巻き取り
上記空冷後、強制冷却を開始し、巻き取る温度までを平均冷却速度20℃/s以上で冷却し、300℃以上600℃以下で巻き取る。すなわち、巻き取り温度は300℃以上600℃以下とする。巻き取り温度が300℃未満では、焼きが入り残部組織はマルテンサイトとなり、伸びフランジ特性は低下する。600℃超えでは、パーライトが生成し特性を劣化させる。
さらに、巻き取り温度を350℃以上500℃以下とするとベイナイト相の平均硬度(HvB)とフェライト相の平均硬度(Hvα)の差(HvB-Hvα)が、HvB-Hvα≦230となり、伸びフランジ特性を向上できるため、巻き取り温度を350℃〜500℃とすることが好ましい。
また、空冷後の強制冷却における冷却速度が20℃/s未満の場合、パーライトが生成し、特性を劣化させるため、空冷後、巻き取りまでの平均冷却速度は20℃/s以上とする。
冷却速度の上限は、特に限定するものではないが、上記巻き取り温度範囲内に正確に停止させるためには、300℃/s程度とすることが好ましい。
上記空冷後、強制冷却を開始し、巻き取る温度までを平均冷却速度20℃/s以上で冷却し、300℃以上600℃以下で巻き取る。すなわち、巻き取り温度は300℃以上600℃以下とする。巻き取り温度が300℃未満では、焼きが入り残部組織はマルテンサイトとなり、伸びフランジ特性は低下する。600℃超えでは、パーライトが生成し特性を劣化させる。
さらに、巻き取り温度を350℃以上500℃以下とするとベイナイト相の平均硬度(HvB)とフェライト相の平均硬度(Hvα)の差(HvB-Hvα)が、HvB-Hvα≦230となり、伸びフランジ特性を向上できるため、巻き取り温度を350℃〜500℃とすることが好ましい。
また、空冷後の強制冷却における冷却速度が20℃/s未満の場合、パーライトが生成し、特性を劣化させるため、空冷後、巻き取りまでの平均冷却速度は20℃/s以上とする。
冷却速度の上限は、特に限定するものではないが、上記巻き取り温度範囲内に正確に停止させるためには、300℃/s程度とすることが好ましい。
表１に示す組成の鋼を転炉で溶製し、連続鋳造により鋼スラブとなし、該鋼スラブを表２に示す条件で熱間圧延および冷却、巻き取りを行なって板厚2.0 mmの熱延鋼板とした。なお、表２中のAr3は、Ar3点を求める回帰式であるAr3＝910−203×√C＋44.7×Si−30×Mn(ここで、C、Si、Mnは各元素の含有量(質量%))により求めた値である。
かくして得られた鋼板について、ミクロ組織、引張特性、伸びフランジ特性、引張疲労特性を調査した。
引張特性は、圧延方向を引張方向としてJIS５号試験片を用いてJISZ2241に準拠した方法で行なった。穴拡げ試験は鉄連規格JFST 1001に準じて試験を行なった。
フェライトおよびベイナイト分率は、圧延方向に平行な断面について3%ナイタール溶液で組織を現出して、板厚1/4位置にて光学顕微鏡で400倍で観察し、画像処理によりフェライトおよびベイナイト部分の面積率を定量化し、これをフェライトおよびベイナイトの体積占有率とした。
ベイナイトの楕円長軸長さおよびアスペクト比は、圧延方向に平行な断面について3%ナイタール溶液で組織を現出して、板厚1/4位置にて光学顕微鏡で400倍で観察し、Image-Pro PLUS Ver.4.0.0.11（Media Cybernetics社製）を用い、画像解析処理により、観察される個々のベイナイトと等面積で、かつ慣性モーメントが等しい楕円（特徴物相当楕円）を想定し、個々の楕円につき、楕円長軸長さと短軸長さを求めた。アスペクト比は楕円長軸長さ/楕円短軸長さとした。これら個々のベイナイトについて求めた楕円長軸長さとアスペクト比をそれぞれ平均して、ベイナイトの楕円長軸長さの平均およびアスペクト比の平均を求めた。
析出物観察は、透過型電子顕微鏡（TEM）により20万倍以上でフェライトの組織観察を行なった。Ti、Nb、V等析出物の組成は、TEMに装備されたエネルギー分散型X線分光装置（EDX）での分析により確認した。ここで、Tiを含む析出物については、上記したのと同じくImage-Pro PLUSを用い、画像処理により、測定対象である個々の析出物（オブジェクト）の重心を通る径を2°刻みで測定し、それを平均した値を個々の析出物の直径として求め、これらを平均して、Tiを含む析出物の平均直径とした。
引張疲労試験は、応力比R0.05の条件で行ない、繰り返し数107で疲労限(FL)を求め、耐久比(FL/TS)を求めた。なお、応力比Rとは、(最少繰り返し応力)/(最大繰り返し応力)で定義されている値である。
Tiを含む析出物の析出量は、鋼中のTi量に対する析出Ti量の割合として算出した。析出Ti量は抽出分析により得ることができる。抽出分析の方法は、マレイン酸系電解液を用いて電解抽出した残渣をアルカリ融解し、融成物を酸溶解した後、ICP発光分光法で測定する。
フェライトおよびベイナイトの硬度は次のように測定した。
ビッカース硬さ試験に用いる試験機は、JISB7725に適合したものを用いた。圧延方向に平行な断面について3%ナイタール溶液で組織を現出して、板厚1/4位置にて試験力0.0294N（試験荷重3g）でフェライト粒およびベイナイト粒にそれぞれくぼみをつけた。くぼみの対角線長さからJISZ2244にあるビッカース硬さ算出式を用い硬度を算出した。それぞれ30個のフェライト粒およびベイナイト粒の硬度を測定してそれぞれの平均値を求め、求めた平均値をフェライト相の平均硬度(Hvα)及びベイナイト相の平均硬度(HvB)とした。
ビッカース硬さ試験に用いる試験機は、JISB7725に適合したものを用いた。圧延方向に平行な断面について3%ナイタール溶液で組織を現出して、板厚1/4位置にて試験力0.0294N（試験荷重3g）でフェライト粒およびベイナイト粒にそれぞれくぼみをつけた。くぼみの対角線長さからJISZ2244にあるビッカース硬さ算出式を用い硬度を算出した。それぞれ30個のフェライト粒およびベイナイト粒の硬度を測定してそれぞれの平均値を求め、求めた平均値をフェライト相の平均硬度(Hvα)及びベイナイト相の平均硬度(HvB)とした。
結果を表３に示す。本発明例では板厚2.0mmで、TS780MPa以上でElが22%以上、穴拡げ率が65%以上、引張疲労試験における耐久比（FL/TS）が0.65以上であった。
以上のように、本発明の伸び特性、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は、成分および製造条件を調整し、鋼板組織をフェライト、ベイナイトとし、フェライト中には、Tiを含む析出物を効率よく析出させ、かつ、微細に分散させることで、板厚2.0mmで、TS780MPa以上でElが22%以上、穴拡げ率が65%以上、引張疲労の耐久比が0.65以上を呈し、自動車用部品の板厚低減および自動車の衝突安全性向上を可能とし、自動車車体の高性能化に大きく寄与するという優れた効果を示す。
Claims (10)
- 質量%で、
C： 0 . 0 6 %以上0 . 1 5 %以下、
S i： 1 . 2 %以下、
M n： 0 . 5 %以上1 . 6 %以下、
P： 0 . 0 4 %以下、
S： 0 . 0 0 5 %以下、
A l： 0 . 0 5 %以下および
T i： 0 . 0 3 %以上0 . 2 0 %以下
を含有し、残部がF eおよび不可避的不純物からなる成分組成を有するとともに、体積占有率で5 0 %以上9 0 %以下がフェライトで、かつ残部が実質的にベイナイトであって、フェライトとベイナイトの体積占有率の合計が9 5 %以上であり、フェライト中にはT iを含む析出物が析出し、該析出物の平均直径が2 0 n m以下である組織を有し、かつ、鋼中のT i量の8 0 %以上が析出していることを特徴とする伸び特性、伸びフランジ特性および引張疲労特性に優れた引張強度7 8 0 M P a以上の高強度熱延鋼板。 - 質量%で、
C： 0 . 0 6 %以上0 . 1 5 %以下、
S i： 1 . 2 %以下、
M n： 0 . 5 %以上1 . 6 %以下、
P： 0 . 0 4 %以下、
S： 0 . 0 0 5 %以下、
A l： 0 . 0 5 %以下および
T i： 0 . 0 3 %以上0 . 2 0 %以下を含有し、さらに、
N b： 0 . 0 0 5 %以上0 . 1 0 %以下およびV： 0 . 0 3 %以上0 . 1 5 %以下の少なくとも１ 種または２ 種を含み、残部がF eおよび不可避的不純物からなる成分組成を有するとともに、体積占有率で5 0%以上9 0 %以下がフェライトで、かつ残部が実質的にベイナイトであって、フェライトとベイナイトの体積占有率の合計が9 5 %以上であり、フェライト中にはT iを含む析出物が析出し、該析出物の平均直径が2 0 n m以下である組織を有し、かつ、鋼中のT i量の8 0 %以上が析出していることを特徴とする伸び特性、伸びフランジ特性および引張疲労特性に優れた引張強度7 8 0 M P a以上の高強度熱延鋼板。 - 前記ベイナイトの楕円長軸長さの平均値が1 0μ m未満であることを特徴とする請求項１または２に記載の伸び特性、伸びフランジ特性および引張疲労特性に優れた引張強度7 8 0 MP a以上の高強度熱延鋼板。
- 前記ベイナイトの楕円長軸長さの平均値が1 0μ m以上であるとともにベイナイトの相当楕円のアスペクト比の平均が4 . 5以下であることを特徴とする請求項１または２に記載の伸び特性、伸びフランジ特性および引張疲労特性に優れた引張強度7 8 0 M P a以上の高強度熱延鋼板。
- 前記フェライトの平均硬度( H vα )と前記ベイナイトの平均硬度( H v B )が、H v B - H vα ≦ 2 3 0
を満足することを特徴とする請求項１ ないし４のいずれか１ 項に記載の伸び特性、伸びフランジ特性および引張疲労特性に優れた引張強度7 8 0 M P a以上の高強度熱延鋼板。 - 請求項１に記載の高強度熱延鋼板を製造する方法であって、
質量%で、
C： 0 . 0 6 %以上0 . 1 5 %以下、
S i： 1 . 2 %以下、
M n： 0 . 5 %以上1 . 6 %以下、
P： 0 . 0 4 %以下、
S： 0 . 0 0 5 %以下、
A l： 0 . 0 5 %以下および
T i： 0 . 0 3 %以上0 . 2 0 %以下を含有し、
残部がF eおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼スラブを、1 1 5 0℃ 以上1 3 0 0℃以下に加熱したのち、仕上げ圧延温度をA r 3 点以上（ A r 3 点+ 1 0 0℃ ） 未満として熱間圧延を行ない、その後、3 . 0ｓ 以内に冷却を開始し、6 8 0℃ 以上（ A r 3 点- 2 0℃ ） 未満の冷却停止温度まで平均冷却速度3 0℃ / s以上で強制冷却し、次いで3ｓ 以上1 5 s以下の間強制冷却を停止して空冷とし、その後、平均冷却速度2 0℃ / s以上で強制冷却して3 0 0℃ 以上6 0 0℃ 以下で巻き取ることを特徴とした伸び特性、伸びフランジ特性および引張疲労特性に優れた引張強度7 8 0 M P a以上の高強度熱延鋼板の製造方法。 - 請求項２に記載の高強度熱延鋼板を製造する方法であって、
質量%で、
C： 0 . 0 6 %以上0 . 1 5 %以下、
S i： 1 . 2 %以下、
M n： 0 . 5 %以上1 . 6 %以下、
P： 0 . 0 4 %以下、
S： 0 . 0 0 5 %以下、
A l： 0 . 0 5 %以下および
T i： 0 . 0 3 %以上0 . 2 0 %以下を含有し、さらに、
N b： 0 . 0 0 5 %以上0 . 1 0 %以下およびV： 0 . 0 3 %以上0 . 1 5 %以下の少なくとも１ 種または２ 種を含み、残部がF eおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼スラブを、1 1 5 0℃ 以上1 30 0℃ 以下に加熱したのち、仕上げ圧延温度をA r 3 点以上（ A r 3 点+ 1 0 0℃ ） 未満として熱間圧延を行ない、その後、3 . 0ｓ 以内に冷却を開始し、6 8 0℃ 以上（ A r 3 点- 2 0℃ ） 未満の冷却停止温度まで平均冷却速度3 0℃ / s以上で強制冷却し、次いで3ｓ 以上1 5 s以下の間強制冷却を停止して空冷とし、その後、平均冷却速度2 0℃ / s以上で強制冷却して3 0 0℃ 以上6 0 0℃ 以下で巻き取ることを特徴とした伸び特性、伸びフランジ特性および引張疲労特性に優れた引張強度7 8 0 M P a以上の高強度熱延鋼板の製造方法。 - 前記仕上げ圧延温度が、A r 3 点以上( A r 3 点+ 5 0℃ )未満であることを特徴とする請求項６または７に記載の伸び特性、伸びフランジ特性および引張疲労特性に優れた引張強度7 8 0 MP a以上の高強度熱延鋼板の製造方法。
- 前記仕上圧延温度が、（ A r 3 点+ 5 0） ℃ 以上( A r 3 点+ 8 0 )℃ 未満であることを特徴とする請求項６または７に記載の伸び特性、伸びフランジ特性および引張疲労特性に優れた引張強度7 8 0 M P a以上の高強度熱延鋼板の製造方法。
- 前記巻き取る温度が、3 5 0℃ 以上5 0 0℃ 以下であることを特徴とする請求項６ないし９のいずれか１項に記載の伸び特性、伸びフランジ特性および引張疲労特性に優れた引張強度7 8 0 M P a以上の高強度熱延鋼板の製造方法。
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