JP5240407B2 - 動的強度に優れた複相熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、動的強度、特に歪速度が３０／ｓ以上５００／ｓ以下の歪速度域での動的強度（以下、「中歪速度域強度」ともいう。）が向上された複相熱延鋼板およびその製造方法に関する。
近年、地球環境保護の観点から、自動車からのＣＯ２排出量の低減の一環として、自動車の車体の軽量化が求められている。軽量化によって車体に求められる強度が低下することは許されないため、自動車用鋼板の高強度化が進んでいる。
一方、自動車の衝突安全性確保に対する社会的要求も高くなっている。このため、自動車用鋼板に求められる特性は、単に強度が高いだけでなく、走行中に万一衝突した場合において耐衝撃性に優れること、すなわち高歪速度で変形した場合に高い変形抵抗をも有することが望まれており、これらの要望を満たす鋼板の開発が検討されてきている。
一般に、鋼板の動的応力の静的応力に対する差（以下、本発明において、「静動差」ともいう。）は軟鋼による鋼板で大きく、鋼板強度の上昇とともに減少することが知られている。高強度を有しつつ静動差が大きい複相組織鋼板として、低合金ＴＲＩＰ鋼板が例示される。
そのような鋼板の具体例として、特許文献１には、質量％にて、Ｃを０．０４〜０．１５％、ＳｉとＡｌの一方または双方を合計で０．３〜３．０％含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、主相であるフェライトと、３体積％以上のオーステナイトを含む第２相からなる複合組織を有し、オーステナイト相の初期体積率Ｖ（０）と、相当ひずみにして１０％の変形を加えたときのオーステナイト相の体積率Ｖ（１０）の比Ｖ（１０）／Ｖ（０）が０．３以上となる性質を有する鋼板に対し、調質圧延とテンションレベラの一方又は双方による予変形を、塑性変形量Ｔを下記式（Ａ）に従って加えたのちの鋼板であって、（Ａ）式による予変形を加えたのち、５×１０−４〜５×１０−３（s−１）のひずみ速度で変形したときの準静的変形強度σｓと、５×１０２〜５×１０３（s−１）のひずみ速度で変形したときの動的変形強度σｄとの差（σｄ−σｓ）が６０ＭＰａ以上であることを特徴とする動的変形特性に優れた加工誘起変態型高強度鋼板（ＴＲＩＰ鋼板）が開示されている。
0.5［｛（Ｖ(10)／Ｖ(0)）／Ｃ｝-3］＋15≧Ｔ≧0.5［｛（Ｖ(10)／Ｖ(0)）／Ｃ｝-3］・・・（Ａ）。
一方、第２相がマルテンサイトを主体とする複相鋼板の一例として、特許文献２には、微細なフェライト粒からなり、結晶粒径が１．２μｍ以下のナノ結晶粒の平均粒径ｄｓと、結晶粒径が１．２μｍを超えるミクロ結晶粒の平均結晶粒径ｄＬをｄＬ／ｄｓ≧３を満足する、強度と延性バランスが優れ、且つ、静動差が１７０ＭＰａ以上である高強度鋼板が開示されている。当該文献において、静動差とは、歪速度０．０１/ｓで得られる静的変形応力と歪速度１０００/ｓで引張試験を実施して得られる動的変形応力の差で定義されている。しかしながら、歪速度が０．０１/ｓ超１０００/ｓ未満の中間歪速度域での変形応力について、特許文献２は何も開示していない。
一方、第２相がマルテンサイトを主体とする複相鋼板の一例として、特許文献２には、微細なフェライト粒からなり、結晶粒径が１．２μｍ以下のナノ結晶粒の平均粒径ｄｓと、結晶粒径が１．２μｍを超えるミクロ結晶粒の平均結晶粒径ｄＬをｄＬ／ｄｓ≧３を満足する、強度と延性バランスが優れ、且つ、静動差が１７０ＭＰａ以上である高強度鋼板が開示されている。当該文献において、静動差とは、歪速度０．０１/ｓで得られる静的変形応力と歪速度１０００/ｓで引張試験を実施して得られる動的変形応力の差で定義されている。しかしながら、歪速度が０．０１/ｓ超１０００/ｓ未満の中間歪速度域での変形応力について、特許文献２は何も開示していない。
特許文献３には、平均粒径が３μｍ以下のマルテンサイトと平均粒径が５μｍ以下のフェライトの２相組織からなり、静動比が高い鋼板が開示されている。当該文献において、静動比は歪速度１０−３／ｓで得られる静的降伏応力に対する歪速度１０３／ｓで得られる動的降伏応力の比で定義されている。しかしながら、歪速度が０．０１／ｓ超１０００／ｓ未満の歪速度域における静動差については開示されていない。また、特許文献３に開示される鋼板の静的降伏応力は、３１．９ｋｇｆ／ｍｍ２〜３４．７ｋｇｆ／ｍｍ２と低い。
上記のような従来技術に係る鋼板には下記のような問題点がある。
フェライトを主相とし、第２相がマルテンサイトである高強度複相鋼板では、成形性と衝撃吸収特性の両立は困難である。
フェライトを主相とし、第２相がマルテンサイトである高強度複相鋼板では、成形性と衝撃吸収特性の両立は困難である。
自動車用衝突部材として使用される場合、歪速度が３０／ｓ以上５００／ｓ以下の歪速度域での動的強度、すなわち中歪速度域強度での向上が要求される。しかしながら、従来技術開発では、静動差や静動比は、歪速度≧５００／ｓの高歪速度域で得られる動的降伏応力や動的引張強度などの動的応力を、準静的な降伏応力や引張強度などにより規定される静的応力と対比することで評価されてきた。これは、従来、中歪速度域強度を高めるための手段は提供されていなかったためである。
そこで、動的強度、特に中歪速度域強度が向上された複相熱延鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
本発明者らは、高強度複相鋼板の動的強度、特に中歪速度域強度を高めるための方法について種々検討を行った。その結果、以下の知見が得られた。
（１）中歪速度域強度を高めるためには、静的強度および静動差の両者を向上させる必要がある。
（１）中歪速度域強度を高めるためには、静的強度および静動差の両者を向上させる必要がある。
（２）硬質マルテンサイトは静的強度の向上に有効である。しかしながら、硬質マルテンサイトの面積分率が増すと所望の静動差は得られない。
（３）フェライトの面積分率を増加させれば静動差は向上する。しかしながら、フェライトの面積分率が増加すると、静的強度は低下するので、所望の動的強度は得られない。
（３）フェライトの面積分率を増加させれば静動差は向上する。しかしながら、フェライトの面積分率が増加すると、静的強度は低下するので、所望の動的強度は得られない。
（４）フェライトの静的強度を強化する手段の一つが固溶強化である。比較的高温で生ずるフェライトには合金元素（たとえば、Ｃ、Ｓｉ、ＭｎおよびＣｒ）が固溶して、フェライト自体の静的強度を強化することが可能である。
（５）結晶粒の微細化によって静的強度は向上する。
（６）低温変態相の中で、ベイニティックフェライトおよびベイナイトは動的強度および静動差の向上に有効である。
（６）低温変態相の中で、ベイニティックフェライトおよびベイナイトは動的強度および静動差の向上に有効である。
（７）ベイニティックフェライト中またはベイナイト中の炭化物の生成を抑制することにより、静動差が更に向上する。
（８）ＳｉおよびＣｒの微量添加によりベイニティックフェライトおよびベイナイトそれぞれに含有される炭化物に生成が抑制される。
（８）ＳｉおよびＣｒの微量添加によりベイニティックフェライトおよびベイナイトそれぞれに含有される炭化物に生成が抑制される。
（９）熱延プロセスにおいて、仕上圧延のパス間時間を制御し、仕上圧延後の冷却条件を最適化することによりフェライトの微細化が可能となる。
これらの知見に基づき、フェライトの面積分率を高めて静動差を高めつつ、フェライトの固溶強化や結晶粒の微細化により静的強度を向上させ、さらに、第２相として、静的強度を高めることが可能なマルテンサイトのみならず、化学組成の制御により炭化物の生成が抑制されたベイナイトおよび／またはベイニティックフェライトをも存在させることで、静的強度および静動差が高度に向上された鋼板を得ることが可能であることを知得した。
これらの知見に基づき、フェライトの面積分率を高めて静動差を高めつつ、フェライトの固溶強化や結晶粒の微細化により静的強度を向上させ、さらに、第２相として、静的強度を高めることが可能なマルテンサイトのみならず、化学組成の制御により炭化物の生成が抑制されたベイナイトおよび／またはベイニティックフェライトをも存在させることで、静的強度および静動差が高度に向上された鋼板を得ることが可能であることを知得した。
上記の知見に基づき提供される本発明の一態様は、質量％で、Ｃ： ０．０７％以上０．２％以下、Ｓｉ＋Ａｌ：０．３％以上１．５％以下、Ｍｎ：１．０％以上３．０％以下、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｒ：０．１％以上０．５％以下、Ｎ：０．００１％以上０．００８％以下を含有し、さらに、Ｔｉ：０．００２％以上０．０５％以下およびＮｂ：０．００２％以上０．０５％以下の１種または２種を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有し、フェライトの面積分率が７％以上３５％以下、フェライトの粒径が０．５μｍ以上３．０μｍ以下の範囲、およびフェライトのナノ硬さが３．５ＧＰａ以上４．５ＧＰａ以下の範囲にあり、フェライト以外の残部である第２相がベイニティックフェライトおよびベイナイトから選ばれた少なくとも一つとマルテンサイトとを含み、第２相の平均ナノ硬さは５ＧＰａ以上１２ＧＰａ以下であり、第２相は８ＧＰａ以上１２ＧＰａ以下の高硬質相を組織全体に対する面積分率として５％以上３５％以下含有することを特徴とする複相熱延鋼板である。
上記の化学組成が、さらに、質量％で、Ｖ：０．２％以下、Ｃｕ：０．２％以下、Ｎｉ：０．２％以下およびＭｏ：０．５％以下からなる群から選ばれる１種または２種以上を含有していてもよい。
本発明の他の一態様は、質量％で、Ｃ： ０．０７％以上０．２％以下、Ｓｉ＋Ａｌ：０．３％以上１．５％以下、Ｍｎ：１．０％以上３．０％以下、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｒ：０．１％以上０．５％以下、Ｎ：０．００１％以上０．００８％以下を含有し、さらに、Ｔｉ：０．００２％以上０．０５％以下およびＮｂ：０．００２％以上０．０５％以下の１種または２種を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有するスラブを熱間連続圧延して熱延鋼板を製造する、フェライトの面積分率が７％以上３５％以下、フェライトの粒径が０．５μｍ以上３．０μｍ以下の範囲、およびフェライトのナノ硬さが３．５ＧＰａ以上４．５ＧＰａ以下の範囲にあり、フェライト以外の残部である第２相がベイニティックフェライトおよびベイナイトから選ばれた少なくとも一つとマルテンサイトとを含み、第２相の平均ナノ硬さは５ＧＰａ以上１２ＧＰａ以下であり、第２相は８ＧＰａ以上１２ＧＰａ以下の高硬質相を組織全体に対する面積分率として５％以上３５％以下含有する複相熱延鋼板の製造方法であって、次の工程を備える：
最終仕上圧延において、８００℃以上９００℃以下の温度で、パス間時間０．１５秒間以上２．７秒間以下で前記スラブを圧延して鋼板とすることを備える仕上圧延工程；
仕上圧延工程により得られた鋼板を、６００℃／秒以上の冷却速度で０．４秒間以内に７００℃以下まで冷却することを備える第１の冷却工程；
冷却工程を経た鋼板を５７０℃以上７００℃以下の温度範囲で０．４秒間以上保持することを備える保持工程；および
保持工程を経た鋼板を２０℃／秒以上１２０℃／秒以下の冷却速度で４３０℃以下まで冷却することを備える第２の冷却工程。
最終仕上圧延において、８００℃以上９００℃以下の温度で、パス間時間０．１５秒間以上２．７秒間以下で前記スラブを圧延して鋼板とすることを備える仕上圧延工程；
仕上圧延工程により得られた鋼板を、６００℃／秒以上の冷却速度で０．４秒間以内に７００℃以下まで冷却することを備える第１の冷却工程；
冷却工程を経た鋼板を５７０℃以上７００℃以下の温度範囲で０．４秒間以上保持することを備える保持工程；および
保持工程を経た鋼板を２０℃／秒以上１２０℃／秒以下の冷却速度で４３０℃以下まで冷却することを備える第２の冷却工程。
上記の化学組成が、さらに、質量％で、Ｖ：０．２％以下、Ｃｕ：０．２％以下、Ｎｉ：０．２％以下およびＭｏ：０．５％以下からなる群から選ばれる１種または２種以上を含有していてもよい。
本発明によれば、３０／ｓ以上５００／ｓ以下の歪速度域の領域においても静動差が大きい高張力熱延鋼板を安定して提供することができ、自動車用部材等に適用すればそれらの製品の衝突安全性を一段と改善することが期待されるなど、産業上、極めて有効な効果がもたらされる。
以下、本発明について詳細に説明する。なお、本明細書において、鋼の化学組成における元素の含有量を示す「％」は特に断りがない限り「質量％」を意味する。
１．金属組織
（１）フェライトの含有量
フェライトは静動差を大きくする。さらに、複相組織鋼においては延性を向上させる。フェライトが面積分率で７％未満では所望の静動差が得られない。一方、フェライト量が面積分率で３５％を超えると静的強度が低下する。したがって、フェライトの含有量は、面積分率で７％以上３５％以下とする。フェライトは初析フェライトであることが好ましい。
１．金属組織
（１）フェライトの含有量
フェライトは静動差を大きくする。さらに、複相組織鋼においては延性を向上させる。フェライトが面積分率で７％未満では所望の静動差が得られない。一方、フェライト量が面積分率で３５％を超えると静的強度が低下する。したがって、フェライトの含有量は、面積分率で７％以上３５％以下とする。フェライトは初析フェライトであることが好ましい。
なお、面積分率の測定は次のように行うことが好ましい。対象となる熱延鋼板を圧延方向と平行な方向に切断し、圧延面から板厚方向に板厚の１／４の深さ中心側の部分（以下、「１／４板厚部」）における切断面を公知の方法により研摩して評価試料を得る。得られた評価試料をＳＥＭ（走査電子顕微鏡）などにより観察して、視野内のフェライトを特定する。特定されたフェライトの面積の総和を視野面積で除してフェライトの面積分率を求める。得られた面積分率の数値の信頼性を確保する観点から、複数の評価試料で同様の測定を行って面積分率を求め、得られた面積分率の平均値をその鋼板のフェライトの含有量とすることが好ましい。
（２）フェライトの粒径
静的強度を高めるためには、フェライト結晶粒の微細化が必要である。フェライト粒径が３．０μｍを超えると所望の強度が得られない。したがって、フェライト粒径の上限は３．０μｍとする。フェライト粒径はできるだけ微細であることが望ましい。しかしながら、現実的にはフェライトの粒径を安定的に０．５μｍ未満にすることは困難であり、工業的レベルでは実質的に不可能である。したがって、フェライト粒径の下限は０．５μｍとする。
静的強度を高めるためには、フェライト結晶粒の微細化が必要である。フェライト粒径が３．０μｍを超えると所望の強度が得られない。したがって、フェライト粒径の上限は３．０μｍとする。フェライト粒径はできるだけ微細であることが望ましい。しかしながら、現実的にはフェライトの粒径を安定的に０．５μｍ未満にすることは困難であり、工業的レベルでは実質的に不可能である。したがって、フェライト粒径の下限は０．５μｍとする。
なお、フェライトの粒径の測定は次のように行うことが好ましい。上記の要領で得られた評価試料をＳＥＭなどで観察する。観察視野における複数のフェライトを任意に選択し、これらの粒径を円換算直径として求め、その平均値をフェライトの粒径とする。得られたフェライトの粒径の数値（円換算直径の平均値）の信頼性を確保する観点から、一視野内における測定数は可能な限り多いことが好ましい。また、複数の評価試料で同様の測定を行い、得られた複数の円換算直径の平均値を平均して、その鋼板のフェライトの粒径とすることが好ましい。
（３）フェライトのナノ硬さ
高強度化の観点から、フェライトの固溶強化が必要である。本発明において、フェライトの硬さはナノインデンテーション法を用いて評価し、バーコビッチ型圧子で、荷重５００μＮを付加したときに得られるナノ硬さを指標とする。フェライトのナノ硬さが３．５ＧＰａ以下では十分な強度が得られない。一方、フェライトのナノ硬さは高ければ高いほどいいが、合金元素の固溶限があるため、ナノ硬さが４．５ＧＰａを超えることはない。したがって、フェライトのナノ硬さは３．５ＧＰａ以上、４．５ＧＰａ以下とする。
高強度化の観点から、フェライトの固溶強化が必要である。本発明において、フェライトの硬さはナノインデンテーション法を用いて評価し、バーコビッチ型圧子で、荷重５００μＮを付加したときに得られるナノ硬さを指標とする。フェライトのナノ硬さが３．５ＧＰａ以下では十分な強度が得られない。一方、フェライトのナノ硬さは高ければ高いほどいいが、合金元素の固溶限があるため、ナノ硬さが４．５ＧＰａを超えることはない。したがって、フェライトのナノ硬さは３．５ＧＰａ以上、４．５ＧＰａ以下とする。
なお、ナノ硬さの測定をナノインデンテーション法にて行うに当たり、試料の作製は次のようにして行えばよい。測定対象となる熱延鋼板を圧延方向と平行な方向に切断する。得られた切断面を公知の方法により加工層が除去されるように研摩して評価試料を得る。研摩は機械研摩、メカノケミカル研摩、および電解研摩を組み合わせることが好ましい。
（４）フェライト以外の相
フェライト以外の残部の相、すなわち第２相は硬質相からなる。硬質相として、ベイニティックフェライト、マルテンサイト、オーステナイトなどが一般に例示される。本発明に係る鋼板の第２相は、ベイニティックフェライトおよびベイナイトから選ばれた少なくとも一つ（以下、「ベイニティックフェライトおよび／またはベイナイト」という。）と、マルテンサイトとを含む。
フェライト以外の残部の相、すなわち第２相は硬質相からなる。硬質相として、ベイニティックフェライト、マルテンサイト、オーステナイトなどが一般に例示される。本発明に係る鋼板の第２相は、ベイニティックフェライトおよびベイナイトから選ばれた少なくとも一つ（以下、「ベイニティックフェライトおよび／またはベイナイト」という。）と、マルテンサイトとを含む。
マルテンサイトは静的強度の向上に大きく寄与する。また、ベイニティックフェライトおよび／またはベイナイトは動的強度ならびに静動差の向上に大きく寄与する。マルテンサイトはベイニティックフェライトおよびベイナイトのいずれよりも硬度が高い。第２相の平均硬度はこれらの相の割合で決まる。これを利用して、第２相の平均ナノ硬さを調節する。第２相の平均ナノ硬さを５ＧＰａ以上１２ＧＰａ以下とする。第２相の平均ナノ硬さが５ＧＰａ未満では高強度化に寄与しない。一方、１２ＧＰａ超になると静動差が低下する。
第２相における主成分がベイネティックフェライトおよび／またはベイナイトであること、すなわち第２相全体に対するベイネティックフェライトおよび／またはベイナイトの面積分率が５０％超となることが好ましく、７０％以上となることがさらに好ましい。第２相にはこの他に残留オーステナイトが含まれていてもよい。
第２相における主成分がベイネティックフェライトおよび／またはベイナイトであること、すなわち第２相全体に対するベイネティックフェライトおよび／またはベイナイトの面積分率が５０％超となることが好ましく、７０％以上となることがさらに好ましい。第２相にはこの他に残留オーステナイトが含まれていてもよい。
（５）高硬質相の含有量およびナノ硬さ
硬質相からなる第２相において硬度が相対的に高い相（高硬質相）は静的強度の向上に寄与する。特にナノ硬さが８ＧＰａ以上１２ＧＰａ以下の相は静的強度の向上に大きく寄与する。そこで、本発明では、第２相においてナノ硬さが８ＧＰａ以上１２ＧＰａ以下の相を高硬質相と定義する。この高硬質相の含有量が組織全体に対する面積分率で５％未満では高強度が得られない。一方、この高硬質相は静動差を低下させ、組織全体に対する面積分率で３５％を超えて含有させると、所望の動的強度が得られない。よって、高硬質相の含有量は組織全体に対する面積分率で５％以上３５％以下とする。なお、第２相においてナノ硬さが８ＧＰａ以上１２ＧＰａ以下の相は主としてマルテンサイトからなる。また、第２相においてナノ硬さが４．５ＧＰａ超、８ＧＰａ未満の相は主としてベイニティックフェライトからなる。
硬質相からなる第２相において硬度が相対的に高い相（高硬質相）は静的強度の向上に寄与する。特にナノ硬さが８ＧＰａ以上１２ＧＰａ以下の相は静的強度の向上に大きく寄与する。そこで、本発明では、第２相においてナノ硬さが８ＧＰａ以上１２ＧＰａ以下の相を高硬質相と定義する。この高硬質相の含有量が組織全体に対する面積分率で５％未満では高強度が得られない。一方、この高硬質相は静動差を低下させ、組織全体に対する面積分率で３５％を超えて含有させると、所望の動的強度が得られない。よって、高硬質相の含有量は組織全体に対する面積分率で５％以上３５％以下とする。なお、第２相においてナノ硬さが８ＧＰａ以上１２ＧＰａ以下の相は主としてマルテンサイトからなる。また、第２相においてナノ硬さが４．５ＧＰａ超、８ＧＰａ未満の相は主としてベイニティックフェライトからなる。
２．鋼の化学組成
（１）Ｃ：０．０７％以上０．２％以下
Ｃ含有量を適正な範囲に制御することにより、フェライト、マルテンサイト、ベイニティックフェライト、およびベイナイトの含有量が適切に調整される。これらの調整が適切に行われることにより、鋼板における静的強度および静動差が適切な範囲に確保される。すなわち、Ｃ含有量が０．０７％未満では、フェライトの固溶強化が不十分であるうえに、ベイニティックフェライト、マルテンサイトおよびベイナイトが得られないので所定の強度が得られない。一方、Ｃ含有量が０．２％を超えると高硬質相が過剰に生成して、静動差を低下させる。よって、Ｃ含有量の範囲は、０．０７％以上０．２％以下とする。Ｃ含有量の下限は０．１０％以上が好ましく、０．１２％以上がより好ましい。Ｃ含有量の上限は０．１８％以下が好ましく、０．１６％以下がより好ましい。
（１）Ｃ：０．０７％以上０．２％以下
Ｃ含有量を適正な範囲に制御することにより、フェライト、マルテンサイト、ベイニティックフェライト、およびベイナイトの含有量が適切に調整される。これらの調整が適切に行われることにより、鋼板における静的強度および静動差が適切な範囲に確保される。すなわち、Ｃ含有量が０．０７％未満では、フェライトの固溶強化が不十分であるうえに、ベイニティックフェライト、マルテンサイトおよびベイナイトが得られないので所定の強度が得られない。一方、Ｃ含有量が０．２％を超えると高硬質相が過剰に生成して、静動差を低下させる。よって、Ｃ含有量の範囲は、０．０７％以上０．２％以下とする。Ｃ含有量の下限は０．１０％以上が好ましく、０．１２％以上がより好ましい。Ｃ含有量の上限は０．１８％以下が好ましく、０．１６％以下がより好ましい。
（２）Ｓｉ含有量およびＡｌ含有量の総和：０．３％以上１．５％以下
Ｓｉ含有量およびＡｌ含有量の総和（本発明において「Ｓｉ＋Ａｌ」と表示する場合もある。）は、熱延および熱延後の冷却過程で生成する変態相の量や硬さに影響を及ぼす。具体的には、Ｓｉ、Ａｌは、ベイネティックフェライトおよび／またはベイナイトに含有される炭化物の生成を抑制して静動差を向上させる。また、Ｓｉは固溶強化作用も有する。上記観点から、Ｓｉ＋Ａｌは０．３％以上とする。ただし、過度に添加しても上記効果は飽和し、かえって鋼を脆化させる。このため、Ｓｉ＋Ａｌは１．５％以下とする。Ｓｉ＋Ａｌは１．０％未満とすることが好ましい。また、Ｓｉ含有量の下限は０．３％以上が好ましく、Ｓｉ含有量の上限は０．７％以下が好ましい。Ａｌ含有量の下限は０．０３％以上が好ましく、Ａｌ含有量の上限は０．７％以下が好ましい。
Ｓｉ含有量およびＡｌ含有量の総和（本発明において「Ｓｉ＋Ａｌ」と表示する場合もある。）は、熱延および熱延後の冷却過程で生成する変態相の量や硬さに影響を及ぼす。具体的には、Ｓｉ、Ａｌは、ベイネティックフェライトおよび／またはベイナイトに含有される炭化物の生成を抑制して静動差を向上させる。また、Ｓｉは固溶強化作用も有する。上記観点から、Ｓｉ＋Ａｌは０．３％以上とする。ただし、過度に添加しても上記効果は飽和し、かえって鋼を脆化させる。このため、Ｓｉ＋Ａｌは１．５％以下とする。Ｓｉ＋Ａｌは１．０％未満とすることが好ましい。また、Ｓｉ含有量の下限は０．３％以上が好ましく、Ｓｉ含有量の上限は０．７％以下が好ましい。Ａｌ含有量の下限は０．０３％以上が好ましく、Ａｌ含有量の上限は０．７％以下が好ましい。
（３）Ｍｎ：１．０％以上３．０％以下
Ｍｎは鋼の変態挙動に影響を及ぼす。したがって、Ｍｎ含有量を制御することにより、熱延および熱延後の冷却過程で生成する変態相の量や硬さが制御される。すなわち、Ｍｎ含有量が１．０％未満では、ベイニティックフェライト相やマルテンサイト相の生成量が少なく、所望の強度と静動差が得られない。３．０％を超えて添加すると、マルテンサイト相の量が過剰になり、かえって動的強度が低下する。よって、Ｍｎ含有量の範囲は、１．０％以上、３．０％以下とする。Ｍｎ含有量の下限は１．５％以上が好ましい。Ｍｎ含有量の上限は２．５％以下が好ましい。
Ｍｎは鋼の変態挙動に影響を及ぼす。したがって、Ｍｎ含有量を制御することにより、熱延および熱延後の冷却過程で生成する変態相の量や硬さが制御される。すなわち、Ｍｎ含有量が１．０％未満では、ベイニティックフェライト相やマルテンサイト相の生成量が少なく、所望の強度と静動差が得られない。３．０％を超えて添加すると、マルテンサイト相の量が過剰になり、かえって動的強度が低下する。よって、Ｍｎ含有量の範囲は、１．０％以上、３．０％以下とする。Ｍｎ含有量の下限は１．５％以上が好ましい。Ｍｎ含有量の上限は２．５％以下が好ましい。
（４）Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００５％以下
Ｐ、Ｓは不可避的不純物として鋼中に存在する。Ｐ含有量およびＳ含有量が多いと高速変形下で脆性破壊が生じ得る。これを抑制するため、Ｐ含有量を０．０２％以下に、Ｓ含有量を０．００５％以下に制限する。
Ｐ、Ｓは不可避的不純物として鋼中に存在する。Ｐ含有量およびＳ含有量が多いと高速変形下で脆性破壊が生じ得る。これを抑制するため、Ｐ含有量を０．０２％以下に、Ｓ含有量を０．００５％以下に制限する。
（５）Ｃｒ：０．１％以上０．５％以下
Ｃｒ含有量は熱延および熱延後の冷却過程で生成する変態相の量や硬さに影響を及ぼす。具体的には、Ｃｒは、ベイニティックフェライト量を確保するのに有効な作用がある。また、ベイニティックフェライト中の炭化物の析出を抑制する。また、Ｃｒ自体、固溶強化作用を有する。このため、Ｃｒの含有量が０．１％未満では、所望の強度が得られない。一方、０．５％を超えて含有させても上記効果は飽和し、かえってフェライト変態を抑制する。したがって、Ｃｒ含有量は０．１％以上０．５％以下とする。
Ｃｒ含有量は熱延および熱延後の冷却過程で生成する変態相の量や硬さに影響を及ぼす。具体的には、Ｃｒは、ベイニティックフェライト量を確保するのに有効な作用がある。また、ベイニティックフェライト中の炭化物の析出を抑制する。また、Ｃｒ自体、固溶強化作用を有する。このため、Ｃｒの含有量が０．１％未満では、所望の強度が得られない。一方、０．５％を超えて含有させても上記効果は飽和し、かえってフェライト変態を抑制する。したがって、Ｃｒ含有量は０．１％以上０．５％以下とする。
（６）Ｎ：０．００１％以上０．００８％以下
ＮはＴｉおよびＮｂと窒化物を生成し、結晶粒の粗大化を抑制する。Ｎの含有量が０．００１％未満では、スラブ加熱時に結晶粒の粗大化が生じ、熱間圧延後の組織も粗大化する。一方、Ｎの含有量が０．００８％を超えると、粗大な窒化物が生成するため、延性に悪影響を及ぼす。よって、Ｎ量の含有量は、０．００１％以上０．００８％以下とする。
ＮはＴｉおよびＮｂと窒化物を生成し、結晶粒の粗大化を抑制する。Ｎの含有量が０．００１％未満では、スラブ加熱時に結晶粒の粗大化が生じ、熱間圧延後の組織も粗大化する。一方、Ｎの含有量が０．００８％を超えると、粗大な窒化物が生成するため、延性に悪影響を及ぼす。よって、Ｎ量の含有量は、０．００１％以上０．００８％以下とする。
（７）Ｔｉ：０．００２％以上０．０５％以下
Ｔｉは窒化物および炭化物を形成する。後述するＮｂも同様に窒化物および炭化物を形成する。このため、ＮｂおよびＴｉからなる群から選ばれる少なくとも一種を含有させる。生成したＴｉＮは、結晶粒の粗大化防止に有効である。またＴｉＣは静的強度を向上させる。しかしながら、Ｔｉの含有量が０．００２％未満では上記の効果が得られない。一方、０．０５％を超えてＴｉを含有させると粗大な窒化物が生成して延性が低下する上に、フェライト変態を抑制する。よって、Ｔｉを含有させる場合には、その含有量は０．００２％以上０．０５％以下とする。
Ｔｉは窒化物および炭化物を形成する。後述するＮｂも同様に窒化物および炭化物を形成する。このため、ＮｂおよびＴｉからなる群から選ばれる少なくとも一種を含有させる。生成したＴｉＮは、結晶粒の粗大化防止に有効である。またＴｉＣは静的強度を向上させる。しかしながら、Ｔｉの含有量が０．００２％未満では上記の効果が得られない。一方、０．０５％を超えてＴｉを含有させると粗大な窒化物が生成して延性が低下する上に、フェライト変態を抑制する。よって、Ｔｉを含有させる場合には、その含有量は０．００２％以上０．０５％以下とする。
（８）Ｎｂ：０．００２％以上０．０５％以下
ＮｂはＴｉと同様に窒化物および炭化物を形成する。形成された窒化物はＴｉ窒化物と同様に、オーステナイト相の結晶粒の粗大化防止に有効である。さらに、Ｎｂ炭化物は、フェライト相の結晶粒の粗大化防止や静的強度の向上に寄与する。さらには、固溶したＮｂも静的強度の向上に寄与する。しかし、０．００２％未満では上記の効果は得られない。０．０５％を超えて添加するとフェライト変態を抑制する。よって、Ｎｂを添加する場合には、その含有量は０．００２％以上０．０５％以下とする。Ｎｂを添加する場合のＮｂ含有量の下限は０．００４％以上が好ましい。Ｎｂ含有量の上限は０．０２％以下が好ましい。
ＮｂはＴｉと同様に窒化物および炭化物を形成する。形成された窒化物はＴｉ窒化物と同様に、オーステナイト相の結晶粒の粗大化防止に有効である。さらに、Ｎｂ炭化物は、フェライト相の結晶粒の粗大化防止や静的強度の向上に寄与する。さらには、固溶したＮｂも静的強度の向上に寄与する。しかし、０．００２％未満では上記の効果は得られない。０．０５％を超えて添加するとフェライト変態を抑制する。よって、Ｎｂを添加する場合には、その含有量は０．００２％以上０．０５％以下とする。Ｎｂを添加する場合のＮｂ含有量の下限は０．００４％以上が好ましい。Ｎｂ含有量の上限は０．０２％以下が好ましい。
（９）Ｖ：０．２％以下
Ｖの炭窒化物は、低温オーステナイト域でオーステナイト相の結晶粒の粗大化防止に有効である。さらに、Ｖの炭窒化物は、フェライト相の結晶粒の粗大化防止に寄与する。したがって、本発明に係る鋼板は、Ｖを必要に応じて含有する。しかしながら、含有量が０．０１％未満では上記の効果を安定的に得られない。一方、０．２％を超えて添加すると、析出物が増加し、静動差が小さくなる。よって、Ｖを添加する場合には、その含有量は０．０１％以上０．２％以下とすることが好ましく、０．０２％以上０．１％以下とすることがさらに好ましい。Ｖ含有量の下限は０．０２％以上がより好ましい。Ｖ含有量の上限は０．１％以下がより好ましい。
Ｖの炭窒化物は、低温オーステナイト域でオーステナイト相の結晶粒の粗大化防止に有効である。さらに、Ｖの炭窒化物は、フェライト相の結晶粒の粗大化防止に寄与する。したがって、本発明に係る鋼板は、Ｖを必要に応じて含有する。しかしながら、含有量が０．０１％未満では上記の効果を安定的に得られない。一方、０．２％を超えて添加すると、析出物が増加し、静動差が小さくなる。よって、Ｖを添加する場合には、その含有量は０．０１％以上０．２％以下とすることが好ましく、０．０２％以上０．１％以下とすることがさらに好ましい。Ｖ含有量の下限は０．０２％以上がより好ましい。Ｖ含有量の上限は０．１％以下がより好ましい。
（１０）Ｃｕ：０．２％以下
Ｃｕは、析出強化や固溶強化により鋼板の強度を一層向上させる作用を有する。したがって、本発明に係る鋼板はＣｕを必要に応じて含有してもよい。しかしながら、０．２％を超えてＣｕを添加すると加工性の低下が著しくなる。また、上記の効果を安定的に得る観点からＣｕ含有量を０．０２％以上とすることが好ましい。よって、Ｃｕを添加する場合にはその含有量を０．２％以下とするべきであり、０．０２％以上０．２％以下とすることが好ましい。
Ｃｕは、析出強化や固溶強化により鋼板の強度を一層向上させる作用を有する。したがって、本発明に係る鋼板はＣｕを必要に応じて含有してもよい。しかしながら、０．２％を超えてＣｕを添加すると加工性の低下が著しくなる。また、上記の効果を安定的に得る観点からＣｕ含有量を０．０２％以上とすることが好ましい。よって、Ｃｕを添加する場合にはその含有量を０．２％以下とするべきであり、０．０２％以上０．２％以下とすることが好ましい。
（１１）Ｎｉ：０．２％以下
Ｎｉも析出強化や固溶強化により鋼板の強度を一層向上させる作用を有する。したがって、本発明に係る鋼板は、Ｎｉを必要に応じて含有してもよい。しかしながら、０．２％を超えてＮｉを添加すると加工性の低下が著しくなる。また、上記の効果を安定的に得る観点からＮｉ含有量を０．０２％以上とすることが好ましい。よって、Ｎｉを添加する場合にはその含有量を０．２％以下とするべきであり、０．０２％以上０．２％以下とすることが好ましい。
Ｎｉも析出強化や固溶強化により鋼板の強度を一層向上させる作用を有する。したがって、本発明に係る鋼板は、Ｎｉを必要に応じて含有してもよい。しかしながら、０．２％を超えてＮｉを添加すると加工性の低下が著しくなる。また、上記の効果を安定的に得る観点からＮｉ含有量を０．０２％以上とすることが好ましい。よって、Ｎｉを添加する場合にはその含有量を０．２％以下とするべきであり、０．０２％以上０．２％以下とすることが好ましい。
（１２）Ｍｏ：０．５％以下
Ｍｏは、炭化物または窒化物として析出し、鋼板の強度を高める作用を有する。また、これらの析出物は、オーステナイトやフェライトの粗大化を抑制し、フェライト結晶粒の微細化を促進する作用も有する。さらに、高温の熱処理を施す場合には粒成長を抑制する作用も有する。したがって、本発明に係る鋼板は、Ｍｏを必要に応じて含有してもよい。しかしながら、０．５％を超えてＭｏを添加すると、熱間圧延に供する前の段階において粗大な炭化物または窒化物が鋼中に多量に析出してしまい、熱延鋼板の加工性の劣化を招く。また、多量の炭化物や窒化物の析出により歪時効硬化特性が低下する。さらに、上記の効果を安定的に得る観点からＭｏ含有量を０．０２％以上とすることが好ましい。よって、Ｍｏを添加する場合にはその含有量を０．５％以下とするべきであり、０．０２％以上０．５％以下とすることが好ましい。
Ｍｏは、炭化物または窒化物として析出し、鋼板の強度を高める作用を有する。また、これらの析出物は、オーステナイトやフェライトの粗大化を抑制し、フェライト結晶粒の微細化を促進する作用も有する。さらに、高温の熱処理を施す場合には粒成長を抑制する作用も有する。したがって、本発明に係る鋼板は、Ｍｏを必要に応じて含有してもよい。しかしながら、０．５％を超えてＭｏを添加すると、熱間圧延に供する前の段階において粗大な炭化物または窒化物が鋼中に多量に析出してしまい、熱延鋼板の加工性の劣化を招く。また、多量の炭化物や窒化物の析出により歪時効硬化特性が低下する。さらに、上記の効果を安定的に得る観点からＭｏ含有量を０．０２％以上とすることが好ましい。よって、Ｍｏを添加する場合にはその含有量を０．５％以下とするべきであり、０．０２％以上０．５％以下とすることが好ましい。
３．製造方法
本発明に係る熱延鋼板は、上記の金属組織と化学組成とを有していることにより、高い静的強度のみならず優れた静動差を広い範囲の歪速度領域にわたって安定的に得ることが可能である。本発明に係る熱延鋼板の製造方法は特に限定されないが、以下の圧延条件を有する熱間圧延工程を備える製造方法を採用することにより、本発明に係る熱延鋼板を安定的に製造することが達成される。
本発明に係る熱延鋼板は、上記の金属組織と化学組成とを有していることにより、高い静的強度のみならず優れた静動差を広い範囲の歪速度領域にわたって安定的に得ることが可能である。本発明に係る熱延鋼板の製造方法は特に限定されないが、以下の圧延条件を有する熱間圧延工程を備える製造方法を採用することにより、本発明に係る熱延鋼板を安定的に製造することが達成される。
本発明に係る製造方法は次の工程を備える：
最終仕上圧延において、８００℃以上９００℃以下の温度で、パス間時間０．１５秒間以上２．７秒間以下で前記スラブを圧延して鋼板とすることを備える仕上圧延工程、
仕上圧延工程により得られた鋼板を、６００℃／秒以上の冷却速度で０．４秒間以内に７００℃以下まで冷却することを備える第１の冷却工程、
冷却工程を経た鋼板を５７０℃以上７００℃以下の温度範囲で０．４秒間以上保持することを備える保持工程、および
保持工程を経た鋼板を２０℃／秒以上１２０℃／秒以下の冷却速度で４３０℃以下まで冷却することを備える第２の冷却工程。
最終仕上圧延において、８００℃以上９００℃以下の温度で、パス間時間０．１５秒間以上２．７秒間以下で前記スラブを圧延して鋼板とすることを備える仕上圧延工程、
仕上圧延工程により得られた鋼板を、６００℃／秒以上の冷却速度で０．４秒間以内に７００℃以下まで冷却することを備える第１の冷却工程、
冷却工程を経た鋼板を５７０℃以上７００℃以下の温度範囲で０．４秒間以上保持することを備える保持工程、および
保持工程を経た鋼板を２０℃／秒以上１２０℃／秒以下の冷却速度で４３０℃以下まで冷却することを備える第２の冷却工程。
本発明に係る熱延鋼板の製造方法は、熱間での多パス圧延時の加工熱処理により細粒組織を得る。仕上圧延工程での最終仕上げ圧延の温度・パス間時間を調整し、第１の冷却工程において、０．４秒間以内に６００℃／秒以上の冷却速度で急速急冷することでオーステナイトの再結晶を抑制しフェライト粒径が３．０μｍ以下となる細粒組織を得られる。
保持工程ではフェライト変態温度域での保持が行われるため、上記の工程により生成された加工オーステナイトからフェライト変態が行われる。フェライト変態に必要な温度は５７０〜７００℃であり、その時間は０．４秒間以上である。
その後、第２の冷却工程を実施することにより、フェライト変態しなかった残部をベイニティックフェライトおよび／またはベイナイトとマルテンサイトとからなる複相に変態させる。具体的には、２０℃／秒以上１２０℃／秒以下の冷却速度で４３０℃以下まで冷却する。好ましくは５０℃／秒以上１００℃／秒未満の冷却速度で３００℃以下まで冷却する。
４．機械特性
以上のように得られた熱延鋼板は、優れた動的強度特性を有する。具体的には歪速度が３０／秒以上の歪速度域で優れた動的強度特性を有する。一部の熱延鋼板では１０／秒以上の歪速度域で優れた動的強度特性を有する。
以上のように得られた熱延鋼板は、優れた動的強度特性を有する。具体的には歪速度が３０／秒以上の歪速度域で優れた動的強度特性を有する。一部の熱延鋼板では１０／秒以上の歪速度域で優れた動的強度特性を有する。
本発明では、動的強度は、下記（１）式に示す鋼板の静動比と歪速度の関係から評価される。
なお、（１）式は材料強度の歪速度依存性を考慮するための代表的なモデルであるＣｏｗｐｅｒ−Ｓｙｍｏｎｄｓモデルの構成式（（２）式）に対し、動的引張強度および静的引張強度に対しても（３）式に類似する関係が成立することを知見し、（３）式のように（２）式を整理した上で定数を決定したものである。
（１）式左辺は静動比（σ／σ0）を指数化したもの（以下、「静動比指数」という。）であり、静動比（σ／σ0）が大きいほど、静動比指数も大きくなる。一般に歪速度が大きくなると静動比は高くなり、静動比の増大に伴い静動比指数も大きくなる。静動比指数と歪速度の関係を調査したところ、静動比の高い鋼板は歪速度の増加に対して静動比指数の増加率が大きいことが判明した。
そこで発明者らはこれに着目し両者の関係を詳細に調査した。その結果、（１）式を満足する鋼板は、自動車の走行中の衝突を仮想した場合に対応する歪速度３０／秒以上の歪速度域、あるいは一部の熱延鋼板ではさらに低歪速度側を含む歪速度１０／秒以上の歪速度域で高い静動比を有する鋼板であると判別できることが分かった。
上記の知見に基づき、本発明において、静動差が大きい熱延鋼板か否かの判別は、（１）式を用いて行った。即ち、本発明に係る熱延鋼板は（１）式を歪速度が３０／秒以上の歪速度域において満足する熱延鋼板である。
表１に示す化学成分を有する鋼種Ａ〜Ｊからなるスラブ（厚さ３５ｍｍ、幅１６０〜２５０ｍｍ、長さ７０〜９０ｍｍ）を用いて実験を行った。鋼種Ａ〜Ｃ，Ｅ，Ｆ，Ｈ〜Ｊは本発明に係る上記の化学組成の範囲内にある化学組成を有する鋼である。鋼Ｄ，Ｇは本発明に係る上記の化学組成の範囲外にある化学組成を有する鋼である。
いずれの鋼も１５０ｋｇを真空溶製後、炉内温度１２５０℃で加熱した後、９００℃以上の温度で熱間鍛造を行いスラブとした。いずれのスラブも１２５０℃で１時間以内の再加熱後、４パスの粗圧延を経た後、３パスの仕上圧延を施した。熱間圧延後のサンプル鋼板の厚さは１．６〜２．０ｍｍであった。熱間圧延および冷却条件は表２に示す。
試験番号１，２，５〜９，１２〜１４の鋼板は本発明に係る製造方法により製造したものである。試験番号３の鋼板の製造方法では、仕上圧延工程ならびに第１および第２の冷却工程が本発明に係る条件では実施されなかった。
試験番号４の鋼板の製造方法では、圧延終了後７００℃以下に冷却されるまでの時間および第２の冷却工程が本発明に係る条件では実施されなかった。
試験番号１０の鋼板の製造方法では、圧延終了後７００℃以下に冷却されるまでの時間および第２の冷却工程が本発明に係る条件では実施されなかった。
試験番号１０の鋼板の製造方法では、圧延終了後７００℃以下に冷却されるまでの時間および第２の冷却工程が本発明に係る条件では実施されなかった。
試験番号１１の鋼板の製造方法では、圧延終了後７００℃以下に冷却されるまでの時間および第１の冷却工程以降の工程が本発明に係る条件では実施されなかった。
上記の製造方法により得られたサンプル鋼板の金属組織の評価結果ならびに静的引張強度および静動比の評価結果を表３に示す。各評価方法は以下のとおりである。
上記の製造方法により得られたサンプル鋼板の金属組織の評価結果ならびに静的引張強度および静動比の評価結果を表３に示す。各評価方法は以下のとおりである。
なお、表１から３における下線を付した数値および第２相の組織構成は、本発明の範囲外であることを示している。
各相の含有比率およびナノ硬さの評価は、サンプル鋼板の圧延方向に平行な断面における、１／４板厚部について、それぞれ下記の測定を行うことにより実施した。
各相の含有比率およびナノ硬さの評価は、サンプル鋼板の圧延方向に平行な断面における、１／４板厚部について、それぞれ下記の測定を行うことにより実施した。
フェライトおよび硬質相のナノ硬さは、ナノインデンテーション法によって求めた。用いたナノインデンテーション装置はＨｙｓｉｔｒｏｎ社製［Ｔｒｉｂｏｓｃｏｐｅ］であった。サンプル鋼板の１／４板厚部の断面をエメリー紙で研磨後、コロイダルシリカにてメカノケミカル研磨を行い、さらに電解研磨することにより加工層が除去された断面を得た。この断面を試験に供した。ナノインデンテーションは先端角度が９０°のＢｅｒｋｏｖｉｃｈ（バーコビッチ）型圧子を用い、室温、大気雰囲気下で、押し込み荷重５００μＮで行った。各相について、ランダムに２０点測定し、それぞれ最小ナノ硬さ、最大ナノ硬さ、および平均値を求めた。
フェライトの面積分率および粒径は、走査電子顕微鏡を用いて１／４板厚部の断面を倍率３０００倍で観察し、得られた２次元画像から求めた。具体的には、得られた画像内におけるフェライトを特定し、それらの面積を測定し、フェライトによる面積の総和を画像全体の面積で除して面積分率とした。また、特定されたフェライトは個別に画像解析を行い、円換算直径を求め、それらの平均値をフェライトの粒径とした。
ナノ硬さが８〜１２ＧＰａの高硬質相の面積分率は以下のようにして求めた。
任意に抽出した１０μｍ×１０μｍの範囲内をナノインデンテーション装置が持つ原子間力顕微鏡で観察し、２次元画像を得た。得られた２次元画像において見られる結晶のコントラストの相違によりその結晶がフェライトであるか第２相であるかは識別可能であるから、得られた画像に基づき、第２相である結晶を特定した。第２相であると特定されたすべての結晶について、ナノインデンテーションで硬さを測定した。測定された結晶のうち、ナノ硬さが８〜１２ＧＰａであるものを高硬質相であると判定した。高硬質相であると判定された結晶の面積の総和から高硬質相の面積分率を求めた。
任意に抽出した１０μｍ×１０μｍの範囲内をナノインデンテーション装置が持つ原子間力顕微鏡で観察し、２次元画像を得た。得られた２次元画像において見られる結晶のコントラストの相違によりその結晶がフェライトであるか第２相であるかは識別可能であるから、得られた画像に基づき、第２相である結晶を特定した。第２相であると特定されたすべての結晶について、ナノインデンテーションで硬さを測定した。測定された結晶のうち、ナノ硬さが８〜１２ＧＰａであるものを高硬質相であると判定した。高硬質相であると判定された結晶の面積の総和から高硬質相の面積分率を求めた。
静的引張強度および動的強度は検力ブロック式材料試験機を用いて測定した。試験片のサイズは、ゲージ幅２ｍｍ、ゲージ長４．８ｍｍである。静的引張強度は、歪速度０．００１/ｓのときの引張強度、すなわち準静的強度から求めた。さらに歪速度を０．００１/ｓ〜１０００/ｓの範囲で変化させて引張試験を行い、静動比指数の歪速度依存性を求める、動的強度を評価した。判断基準は次のとおりである。すなわち、３０／ｓ以上の歪速度域で上記式（１）を満足する場合に動的強度特性に優れると判定し、１０／s以上の歪速度域で上記式（１）を満足する場合には動的強度特性に特に優れると判定した。
図１に各サンプル鋼板で得られた静動比指数と歪速度との関係を示す。
試験番号３、４、１０および１１の鋼板では３０／ｓ以上の歪速度域で（１）式を満足しない。したがって、これらの鋼板は優れた動的強度特性を有しないと判定された。
試験番号３、４、１０および１１の鋼板では３０／ｓ以上の歪速度域で（１）式を満足しない。したがって、これらの鋼板は優れた動的強度特性を有しないと判定された。
一方、一方、１、２、５〜９、１２〜１４の鋼板は、極低歪速度側で静動比指数が（１）式を満たさないものの、１０〜３０／ｓの歪速度域に変局点を有し、静動比指数は急激に増加する。これらの鋼板はいずれも３０／ｓ以上の歪速度域で（１）式を満足するので、優れた動的強度特性を有すると判定された。このような鋼板は自動車用衝突部材として好適に使用される。特に試験番号１、５および９の鋼板はより低い歪速度である１０／ｓ以上の歪速度でも（１）式を満足するので、特に優れた動的強度特性を有すると判定された。このような鋼板は自動車用衝突部材として特に好適に使用される。
Claims (6)
- 質量％で、
Ｃ：０．０７％以上０．２％以下、
Ｓｉ＋Ａｌ：０．３％以上１．５％以下、
Ｍｎ：１．０％以上３．０％以下、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ｃｒ：０．１％以上０．５％以下、
Ｎ：０．００１％以上０．００８％以下
を含有し、
さらに、Ｔｉ：０．００２％以上０．０５％以下およびＮｂ：０．００２％以上０．０５％以下の１種または２種を含有し、
残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有し、
フェライトの面積分率が７％以上３５％以下、フェライトの粒径が０．５μｍ以上３．０μｍ以下の範囲、およびフェライトのナノ硬さが３．５ＧＰａ以上４．５ＧＰａ以下の範囲にあり、
フェライト以外の残部である第２相がベイニティックフェライトおよびベイナイトから選ばれた少なくとも一つとマルテンサイトとを含み、第２相の平均ナノ硬さは５ＧＰａ以上１２ＧＰａ以下であり、
第２相は８ＧＰａ以上１２ＧＰａ以下の高硬質相を組織全体に対する面積分率として５％以上３５％以下含有する
ことを特徴とする複相熱延鋼板。 - 前記化学組成が、さらに、質量％で、
Ｖ：０．２％以下
を含有することを特徴とする請求項１に記載の複相熱延鋼板。 - 前記化学組成が、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．２％以下、Ｎｉ：０．２％以下およびＭｏ：０．５％以下からなる群から選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の複相熱延鋼板。
- 質量％で、
Ｃ：０．０７％以上０．２％以下、
Ｓｉ＋Ａｌ：０．３％以上１．５％以下、
Ｍｎ：１．０％以上３．０％以下、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ｃｒ：０．１％以上０．５％以下、
Ｎ：０．００１％以上０．００８％以下
を含有し、
さらに、Ｔｉ：０．００２％以上０．０５％以下およびＮｂ：０．００２％以上０．０５％以下の１種または２種を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有するスラブを熱間連続圧延して熱延鋼板を製造する、フェライトの面積分率が７％以上３５％以下、フェライトの粒径が０．５μｍ以上３．０μｍ以下の範囲、およびフェライトのナノ硬さが３．５ＧＰａ以上４．５ＧＰａ以下の範囲にあり、フェライト以外の残部である第２相がベイニティックフェライトおよびベイナイトから選ばれた少なくとも一つとマルテンサイトとを含み、第２相の平均ナノ硬さは５ＧＰａ以上１２ＧＰａ以下であり、第２相は８ＧＰａ以上１２ＧＰａ以下の高硬質相を組織全体に対する面積分率として５％以上３５％以下含有する複相熱延鋼板の製造方法であって、次の工程を備える：
最終仕上圧延において、８００℃以上９００℃以下の温度で、パス間時間０．１５秒間以上２．７秒間以下で前記スラブを圧延して鋼板とすることを備える仕上圧延工程；
仕上圧延工程により得られた鋼板を、６００℃／秒以上の冷却速度で０．４秒間以内に７００℃以下まで冷却することを備える第１の冷却工程；
冷却工程を経た鋼板を５７０℃以上７００℃以下の温度範囲で０．４秒間以上保持することを備える保持工程；および
保持工程を経た鋼板を２０℃／秒以上１２０℃／秒以下の冷却速度で４３０℃以下まで冷却することを備える第２の冷却工程。 - 前記化学組成が、さらに、質量％で、
Ｖ：０．２％以下
を含有することを特徴とすることを特徴とする請求項４に記載の複相熱延鋼板の製造方法。 - 前記化学組成が、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．２％以下、Ｎｉ：０．２％以下およびＭｏ：０．５％以下からなる群から選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項４または５に記載の複相熱延鋼板の製造方法。
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-
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