JP5668633B2 - 高張力熱延鋼板及びその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、主として自動車の車体部品等の使途に好適な、５００ＭＰａ以上の引張強さを有する高張力熱延鋼板、特に、伸びフランジ性、強度−伸び−伸びフランジ性バランスに優れた高張力熱延鋼板、及び、その製造方法に関する。

なお、「伸びフランジ性に優れた」とは、穴拡げ率λが１００％以上である場合をいい、「伸び特性に優れた」とは、伸びＥｌが３０％以上である場合をいい、「強度−伸び−伸びフランジ性バランスに優れた」とは、引張強さＴＳ、全伸びＥｌ、穴広げ率λの積ＴＳ×Ｅｌ×λが２００００００ＭＰａ％²以上である場合をいうものとする。

近年、自動車からの炭酸ガスの排出量を抑えるために、高張力鋼板を使用して、自動車車体を軽量化することが進められている。また、搭乗者の安全性確保のためにも、自動車車体には、ＴＳが５９０〜７８０ＭＰａ程度の高張力鋼板が多く使用されるようになってきている。今後、更に高強度化が進み、９００ＭＰａ以上の強度の鋼板も多く使用されるようになると思われる。

しかしながら、鋼板を素材とする自動車の車体用部品の多くが、プレス加工により成形されるため、車体部品用として使用される高張力鋼板には、優れたプレス成形性を有することが要求される。そのため、鋼板の機械的特性として、高い強度ＴＳを有しながら、高い伸びフランジ性（穴拡げ率λ）及び高延性を有することが求められている。

高強度でかつ高延性を有する鋼板として、母相をフェライト組織とし、該フェライト組織中にマルテンサイトが分散したフェライト・マルテンサイトの複合組織鋼板（Dual-Phase（ＤＰ）鋼板）が知られている（例えば、特許文献１、参照）。このＤＰ鋼板は、硬質相であるマルテンサイトを含有することにより、高強度を実現しつつ、軟質層であるフェライト相により、高い伸びＥｌを有している。

しかしながら、ＤＰ鋼板は、変形能の差が大きいマルテンサイト相とフェライト相が混在する結果、マルテンサイトとフェライトの界面でのボイド発生、亀裂進展が容易なため、伸びフランジ性（穴広げ性λ）が悪いという問題点がある。

そこで、ＤＰ鋼の伸びフランジ性を改善するため、ＤＰ鋼に焼戻し焼鈍を加えることで、ＤＰ鋼中のマルテンサイトの硬度を低下させ、フェライトとマルテンサイトの硬度差を小さくした鋼板が開発されている（例えば、特許文献２、３、参照）。

しかしながら、焼き戻しを施してマルテンサイトの硬度を低下させた場合でも、マルテンサイトの変形能が大きく改善されるわけではなく、依然としてフェライト相との変形能の差が大きいため、ＤＰ鋼の伸びフランジ性は悪い。また、通常の工程に加えて焼き戻し焼鈍の工程が増えるため、コスト面でも不利である。

また、最近では、ＴＲＩＰ鋼板が注目されている。ＴＲＩＰ鋼板は、フェライト組織又はフェライト、ベイナイト、マルテンサイトの複相組織中に残留オーステナイトを生成させ、この残留オーステナイトが加工変形中に歪誘起変態することで、優れた延性を発揮するものである。例えば、特許文献４には、ＴＳ：１０８ＭＰａ、Ｅｌ：２２％という優れた強度−伸びバランスを有するものが開示されている。

しかしながら、このＴＲＩＰ鋼板も、歪誘起変態により生成したマルテンサイトと母相組織の界面で破壊が進行し易いため、伸びフランジ性に劣るという欠点を有しており（特許文献４の例では、ＴＳが１０８ＭＰａのとき、λ：２０％）、適用用途が限られる。

そこで、残留オーステナイトによる優れた強度・伸びのバランスを維持しつつ、しかも、伸びフランジ性等の成形性にも優れた鋼板を提供すべく、種々の検討がなされている。例えば、特許文献５には、焼戻マルテンサイト、焼戻ベイナイトを母相組織とし、残留オーステナイトを第２相組織とするＴＲＩＰ鋼板が開示されている。

しかしながら、これらの鋼でも、穴広げ率λは５０％程度であり、厳しい条件のプレス加工には不十分である。

また、数百ｎｍの大きさの微細な残留オーステナイト相を分散させることで、歪誘起変態で生成したマルテンサイトの大きさを小さいものとし、マルテンサイト近傍での破壊を抑制することを主旨とした鋼板が提案されている（特許文献６、参照）。

しかしながら、このような微細分散した残留オーステナイト相を含む鋼の作製においては、(1)オーステナイト安定化元素としてＣｏ、Ｎｉ、Ａｇ、Ｐｔなどの高価な元素を添加するので、コストが高くなる、(2)１２７０℃、５時間以上の溶体化処理やオーステナイト安定化元素を偏析させるための長時間焼鈍が必要であり、かつ、焼鈍時間を厳密に制御する必要があり、工程が複雑過ぎて工業材料に適していない、(3)残留オーステナイトを確保するためにＳｉを添加する必要があり、めっき鋼板には適用できない、(4)残留オーステナイトが小さ過ぎて、歪誘起変態が起こり難く、ＴＲＩＰ鋼の特徴である高い伸びが発現することが難しい、などの問題点がある。

一方、高強度と高伸びフランジ性を有する鋼板として、特許文献７には、ベイナイト鋼板（ＴＳ：７５５ＭＰａのとき、λ：７５％）が開示されている。しかしながら、伸びフランジ性向上のため、ベイナイトの単一組織化を指向しているので、伸びの値が低く（ＴＳ：７５５ＭＰａのとき、Ｅｌ：２３％）、適用用途が限定されているのが実情である。

特開昭５５−１２２８２１号公報 特開平５−３１１２４４ 号公報 特開２００４−５２０７１号公報 特開平９−１０４９４７号公報 特開２００２−３０９３３４号公報 特開２００５−１７９７０３号公報 特開平３−１８０４２６号公報

本発明の目的は、主として自動車の車体部品等の使途に好適な５００ＭＰａ以上の引張強さを有する高張力熱延鋼板で、伸び、伸びフランジ性、強度−伸び−伸びフランジ性バランスに優れた高張力熱延鋼板、及び、その製造方法を提供することである。

本発明の主旨とするところは、以下の通りである。

（１）引張強さ５００ＭＰａ以上を有する高張力熱延鋼板であって、
(x)質量％で、Ｃ：０．０３〜０．２０％、Ｓｉ：０．０１〜１．５％、Ｍｎ：１．０％以下、Ｐ：０．０８％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０１〜０．０８％、Ｎ：０．００１〜０．００５％、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの１種又は２種以上を合計で０．０２〜１．０％、を少なくとも含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成と、
(y)硬度が２００Ｈｖ以上の硬質フェライト相と２００Ｈｖ未満の軟質フェライト相の２種類のフェライト相からなる複合組織を有し、
(y1)前記軟質フェライト相の粒径が１５μｍ以下であり、かつ、
(y2)前記軟質フェライト相の結晶粒の６０％以上の結晶粒が、他の軟質フェライト相の結晶粒と接していない
ことを特徴とする高張力熱延鋼板。

（２）前記成分組成が、更に、質量％で、Ｃａ、ＲＥＭの１種又は２種を合計で０．１％以下含むことを特徴とする前記（１）に記載の高張力熱延鋼板。

（３）引張強さ５００ＭＰａ以上を有する前記（１）に記載の高張力熱延鋼板の製造方法であって、
(z1)質量％で、Ｃ：０．０３〜０．２０％、Ｓｉ：０．０１〜１．５％、Ｍｎ：１．０％以下、Ｐ：０．０８％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０１〜０．０８％、Ｎ：０．００１〜０．００５％、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの１種又は２種以上を合計で０．０２〜１．０％、を少なくとも含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成の鋼スラブを、加熱温度：１１００℃以上に加熱した後、粗圧延してシートバーとし、
(z2)上記シートバーに、仕上げ圧延出側温度：９００℃以上とする仕上圧延を施し、
(z3)上記仕上げ圧延温度から、（Ａr3変態点温度−１５０℃）〜（Ａr3変態点温度−３０℃）の温度範囲の所定温度までの平均冷却速度が５〜２０℃／ｓとなる冷却を施し、その後、
(z4)上記温度から、（Ａr3変態点温度−２５０℃）〜（Ａr3変態点温度−１５０℃）の温度範囲の所定温度までの平均冷却速度が２０℃／ｓ以上となる冷却を施し、次いで、
(z5)直ちに巻き取って、熱延板とする熱間圧延を順次施す
ことを特徴とする高張力熱延鋼板の製造方法。

（４）前記鋼スラブが、更に、質量％で、Ｃａ、ＲＥＭの１種又は２種を合計で０．１％以下含むことを特徴とする前記（３）に記載の高張力熱延鋼板の製造方法。

本発明によれば、５００ＭＰａ以上の引張強さを有する高張力熱延鋼板で、伸び、伸びフランジ性、強度−伸び−伸びフランジ性バランスに優れた高張力熱延鋼板を提供することができる。

本発明者らは、高強度鋼板における伸び及び伸びフランジ性を更に高める実験検討を続けた結果、「従来のＤＰ鋼板やＴＲＩＰ鋼板が、延性（伸び）は良好であるのに、伸びフランジ性（穴広げ性：λ）に劣る理由は、これら鋼板に含まれる軟質相（主として、フェライト相）と硬質相（元々含まれるマルテンサイト、及び、残留オーステナイトが歪誘起変態して生成したマルテンサイト）の変形能の違いにより、軟質相と硬質相の界面近傍に応力集中が起こり、上記界面近傍の軟質相中にボイドや亀裂が発生し、上記界面近傍の軟質相中を亀裂が容易に進展し、鋼板が早期に破壊するからである」ということを見いだした。

その考えに基づき、軟質相の結晶粒が粗大でなく、しかも、それらの結晶粒が繋がっていないで孤立した状態であれば、伸びフランジ性を顕著に改善できることを見いだした。更に、硬質相の変形能が大きければ、伸びフランジ性を顕著に改善できることを見いだした。

以下、上記知見に基づいてなされた本発明の高強度鋼板（以下「本発明鋼板」ということがある。）について詳述する。

まず、本発明鋼板の組織について説明する。

良好な延性（伸び）を得るためには、変形能の大きい軟質相が必要である。一方で、５００ＭＰａ以上の高強度を得るためには、硬質相が必要である。更に、良好な伸びフランジ性を得るためには、硬質相にもある程度の変形能が必要である。

本発明鋼板では、硬質層及び軟質相として、強度が大きく異なる２種類のフェライト相（以下、それらを、それぞれ、軟質フェライト相と硬質フェライト相という場合がある。）を用い、組織を、それらのフェライト層からなる複合組織とする。

軟質フェライト相としては、析出物密度の低いフェライト相を用い、硬質フェライト相としては、高密度の析出物を含む析出強化フェライトを利用することとした。析出強化フェライトは、高密度に分散した析出物により、高強度となっており、かつ、転位密度が低いので、マルテンサイトなどの、高密度に転位を含む組織に比べて変形能が大きい。

軟質フェライト相の粒径は１５μｍ以下が望ましい。鋼板を伸びフランジ変形させると、軟質相と硬質相の界面近傍で発生した亀裂が、軟質相の中を容易に進展する。即ち、発生初期の亀裂（初期亀裂）の大きさは、軟質相の粒径に依存する。変形が進むにつれて、初期亀裂が成長し、最終的に破壊に至るが、初期亀裂の大きさが１５μｍ以下であると、容易には破壊に至らない。逆に、初期亀裂の大きさが１５μｍ超であると、初期亀裂は容易に進展し、破壊に至る。

したがって、軟質フェライト相の粒径は１５μｍ以下が望ましい。なお、容易に進展を開始する亀裂の大きさは、鋼板の強度レベルによっても異なる。本発明鋼板では、１５μｍが臨界の大きさである。

軟質フェライト相の結晶粒のうち６０％以上の粒が、他の軟質フェライト相の結晶粒と接していないことが望ましい。フェライト粒同士が隣接していると、硬質相との界面近傍で発生した亀裂が、軟質フェライト粒の続く範囲で進展できるので、亀裂が大きくなり、早期に破壊に至り、伸びフランジ性が悪くなる。

軟質フェライト粒が硬質相中に孤立していれば、硬質相との界面近傍で発生した亀裂は一つのフェライト粒の範囲内でしか容易に成長できないので、亀裂は大きくならず、破壊が遅れ、良好な伸びフランジ性が得られる。全軟質フェライト粒のうち６０％以上のフェライト粒が孤立した状態にあれば、所望の伸びフランジ性が得られる。

従来のＤＰ鋼やＴＲＩＰ鋼では、軟質相が母相であり、軟質相が非常に広い領域に繋がっている（鋼板全体に繋がっていることもある）。そのため、亀裂が容易に大きくなり、早期破壊に至り、伸びフランジ性が悪くなる。

次に、本発明鋼板の成分組成について説明する。以下、成分組成の単位は、すべて、質量％であるが、単に％で表示する。

Ｃ：０．０３〜０．２０％
Ｃは、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖなどの合金元素と結合して、微細炭化物を析出するために必須である。鋼板強度として５００ＭＰａ以上を達成するためには、最低でも０．０３％必要である。好ましくは０．０６％以上、より好ましくは０．１１％以上である。一方、Ｃが過剰になると、鋳造段階で中心偏析による欠陥が生じ易くなるうえ、溶接性も悪くなるので、上限を０．２０％とした。好ましくは０．１８％以下、より好ましくは０．１５％以下である。

Ｓｉ：０．０１〜１．５％
Ｓｉは、軟質フェライト相の固溶強化元素として有用な元素である。軟質フェライト相の強度が高くなると、硬質相との強度差が小さくなるため、応力集中が緩和され、伸びフランジ性が向上する。したがって、好ましくは０．１％以上である。

しかし、めっき鋼板としてめっきを施す場合、Ｓｉ添加はめっき性を著しく劣化させるので、Ｓｉは少ない方がよい。０．０１％程度であると、めっき性に大きく影響しないので、めっき性を考慮する必要がある場合の下限は０．０１％とする。一方、１．５％を超えると、Ｓｉの効果が飽和するだけでなく、加工性が劣化するので、上限を１．５％とした。好ましくは１．３％以下である。

Ｍｎ：１．０％以下
Ｍｎは、Ｓｉと同様に、固溶強化元素として有用である。しかし、微細炭化物の析出を抑制する効果が強いので、本発明鋼板では大量に添加することはできない。１．０％を超えると、微細炭化物の析出による強化量が著しく小さくなるので、上限を１．０％とした。好ましくは０．７％以下、より好ましくは０．５％以下である。

なお、下限は、０を含むが、不可避的に０．００１％程度は混入している。添加する場合は、０．０１％以上が好ましく、より好ましくは０．０５％以上である。

Ｐ：０．０８％以下
Ｐは、熱延時の加工性を劣化させるので、低い方が望ましい。０．０８％以下であると影響が小さいので、０.０８％を上限とした。好ましくは０．０３％以下、より好ましくは０．０１％以下である。下限は０を含むが、鋼製造上、少なくとも０．００１％程度は存在する。

Ｓ：０．００５％以下
Ｓは、Ｍｎ硫化物を形成する。Ｍｎ硫化物は破壊起点となり、伸びフランジ性を劣化させる。したがって、Ｓは低い方が望ましい。後述するように、ＣａやＲＥＭを添加するとＭｎ硫化物の生成が抑制される。それ故、ＣａやＲＥＭを適量添加した場合は、Ｓを０．００５％まで添加しても、伸びフランジ性に顕著な影響はでないので、Ｓの上限を０．００５％とした。好ましく０．００３％以下、より好ましくは０．００１％以下である。

下限は０を含むが、０．００１％以下に低減することは鋼製造上、コストがかかるので、０．００１％が一応限度である。

Ａｌ：０．０１〜０．０８％
Ａｌは、脱酸のために０．０１％以上を添加する。好ましくは０．０４％以上、より好ましくは０．０５％以上である。一方、添加量が増加すると、アルミナ等の介在物が増加し、伸びフランジ性が劣化するので、０．０８％を上限とする。好ましくは０．０７％以下、より好ましくは０．０６％以下である。

Ｎ：０．００１〜０．００５％
Ｎは、Ｔｉと結合しＴｉＮとして析出するため、析出強化に利用できる有効なＴｉ量が減少するうえ、粗大なＴｉＮが存在すると、破壊起点となり伸びフランジ性が劣化する。０．００５％を超えると、伸びフランジ性が著しく劣化するので、０．００５％を上限とする。好ましくは０．００４％以下である。一方、極端にＮを低減することは経済的に不利であるので、下限を０．００１％とする。好ましくは０．００２％以上である。

Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ：１種又は２種以上を合計で０．０２〜１．０％
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖは、炭化物析出によるフェライト相の強化の目的で、合計０．０２％以上添加する。好ましくは０．０５％以上、より好ましくは０．１％以上である。ただし、添加量が増加すると、粗大なＴｉＮ等の介在物が増加し、伸びフランジ性が劣化するので、１．０％を上限とする。好ましくは０．７％以下、より好ましくは０．５％以下である。

本発明鋼板は、少なくとも以上の元素を基本とするが、更に、以下の元素を添加してもよい。

Ｃａ、ＲＥＭ：１種又は２種を合計で０．１％以下
Ｃａ及び／又はＲＥＭを添加すると、Ｍｎ硫化物の生成が抑制され、伸びフランジ性を改善できる。特に、Ｓ量が多い場合に有効である。ただし、多量に添加すると、Ｃａ酸化物等の介在物が生成し、破壊起点となるので、伸びフランジ性に悪影響を及ぼす。そのため、上限を合計で０．１％とした。好ましくは０．０７％以下、より好ましくは０．０５％以下である。下限は特に定めないが、添加効果を確実に得るためには、０．００５％以上、好ましくは０．０１％以上必要である。

次に、本発明鋼板の製造方法について説明する。

本発明鋼の製造において最も重要な留意点は、（a）軟質及び硬質の２種類のフェライト相を生成すること、及び、(b)軟質フェライト相の結晶粒が出来るだけ孤立している状態とすることである。以下、各工程について説明する。

スラブ〜熱延工程：
所要の成分組成の鋼スラブを、加熱温度１１００℃以上に加熱した後、粗圧延してシートバーとする。加熱温度が１１００℃未満であると、熱延終了時の温度（以下「仕上げ圧延温度Ｔ1」という。）が９００℃未満となり、熱延終了時の組織に、圧延方向に伸びた未再結晶粒が含まれることになる。その結果、機械特性、特に、穴広げ特性に異方性が生じて、特性が劣化する。

したがって、熱延時の加熱温度は１１００℃以上とする。好ましくは１１５０℃以上である。また、上記理由により、仕上圧延温度Ｔ１は９００℃以上とする。好ましくは９５０℃以上である。なお、加熱温度の上限は、１２５０℃から、１３００℃程度である。

硬質フェライト生成工程：
仕上げ圧延温度Ｔ1から（Ａr3変態点温度−１５０℃）〜（Ａr3変態点温度−３０℃）の温度範囲の所定温度（以下「硬質フェライト生成処理温度Ｔ2」という。）まで冷却する。その際、仕上げ圧延温度Ｔ1から所定温度（硬質フェライト生成処理温度Ｔ2）までの平均冷却速度Ｖ2を５〜２０℃/ｓとする。この冷却速度で冷却することで、冷却工程中に、硬質フェライトを生成させることができる。

冷却工程において、鋼板を、Ａr3変態点温度未満の温度まで冷却すると、オーステナイト相からフェライト相への変態が開始するが、（Ａr3変態点温度−１５０℃）〜Ａr3変態点温度の温度域では、フェライト変態とほぼ同時に、生成したフェライト相とオーステナイト母相との界面近傍で、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖなどの炭化物が析出する、いわゆる相界面析出が起こる。

そして、フェライト変態が進行し、フェライト−オーステナイト界面が移動するとともに、析出を繰り返し、その結果、生成したフェライト相の内部に、微細な炭化物が高密度で分布することになり、硬質なフェライト相が得られる。

硬質フェライト相を、ある程度の体積分率以上生成させるためには、（Ａr3変態点温度−１５０℃）〜Ａr3変態点温度の温度域をゆっくりと冷却する必要がある。ただし、フェライト変態温度が、（Ａr3変態点温度−３０℃）より高いと、フェライト変態の駆動力が小さいため、変態の進行速度は非常に遅くなり、得られるフェライトの体積分率は非常に小さいものとなる。それ故、少なくとも、（Ａr3変態点温度−３０℃）以下の温度まで、ゆっくりと冷却する必要がある。

したがって、硬質フェライト生成処理温度Ｔ2は、（Ａr3変態点温度−１５０℃）〜（Ａr3変態点温度−３０℃）の温度範囲としなければならない。

本発明者らが実験で確認した結果、仕上げ圧延温度Ｔ1から硬質フェライト生成処理温度Ｔ2までを２０℃/ｓ以下で冷却すると、所望の体積分率の硬質フェライトを得ることができた。冷却速度を５℃/ｓ未満にすると、製造スループットが悪く、製造コスト的に不利である。よって、平均冷却速度Ｖ2は５〜２０℃/ｓとした。

軟質フェライト生成工程：
硬質フェライトを生成した後、軟質フェライトを生成するための所定温度（以下「軟質フェライト生成処理温度Ｔ3」という。）まで急冷（平均冷却速度Ｖ3）し、残部を軟質フェライトとする。

軟質なフェライト相は、フェライト中に含まれる炭化物（析出物）の析出密度、及び、転位密度を低密度にすることで得ることができる。炭化物の析出の抑制は、フェライト変態温度を低くし、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの拡散が起こり難い状態にすることで実現できる。

逆に、フェライト変態温度が低過ぎると、フェライト中に転位が導入され、フェライトが硬くなる。本発明鋼板の成分組成の範囲では、フェライト変態温度が、（Ａr3変態点温度−１５０℃）より高いと、フェライト中に炭化物が析出し、（Ａr3変態点温度−２５０℃）より低いと、転位密度が高くなる。したがって、軟質フェライト生成処理温度Ｔ3は、（Ａr3変態点温度−２５０℃）〜（Ａr3変態点温度−１５０℃）とする。

軟質フェライト生成処理温度Ｔ3に到達した後、直ちに、熱延板を巻き取ることで、鋼材温度を、軟質フェライト生成処理温度Ｔ3近傍の温度に長時間保つことができる。こうすることで、残部を、全て、フェライトとすることができる。

かりに、未変態のオーステナイトが残存していると、該工程の後、室温まで冷却した際にマルテンサイトが生成する。マルテンサイトは、硬質で変形能に乏しいので、伸びフランジ変形を施したとき、フェライトとの界面近傍でクラックが発生して、容易に破壊に至ることになる。

硬質フェライト生成処理温度Ｔ2から軟質フェライト生成処理温度Ｔ3までの平均冷却速度Ｖ3は、平均で２０℃／ｓ以上とする。冷却速度が遅いと、冷却中に硬質フェライトが生成し、硬質フェライト分率が高くなり過ぎて、延性が劣化する場合がある。

次に、本発明の実施例について説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。

（実施例）
表１に示す成分組成の鋼板を、１１００〜１２５０℃に加熱し、表２に示す熱延仕上げ温度Ｔ1、硬質フェライト生成処理温度Ｔ2、Ｔ1〜Ｔ2間の平均冷却速度Ｖ2、軟質フェライト生成処理温度Ｔ3、Ｔ2〜Ｔ3間の平均冷却速度Ｖ3、の条件で熱延し、直ちに、巻き取り、４ｍｍ厚の熱延板とした。その後、各鋼の成分量（質量％）から、下記式に従って、Ａr3変態温度を計算により求めた。

Ａr3＝９１０−２７３×（Ｃ％）＋２５×Ｓｉ％−７４×Ｍｎ％

このようにして製造した熱延鋼板から、ＪＩＳ５号引張り試験片を採取して、機械的性質を測定した。更に、鉄鋼連盟規格に準拠して、穴拡げ試験を行い、穴拡げ率を求めた。

軟質フェライトと硬質フェライトの識別は、マイクロビッカース試験機を用いて硬度を測定し、２００Ｈｖ以上の粒を硬質フェライトとした。

また、硬質フェライト及び軟質フェライトの粒径、及び、孤立した軟質フェライトの割合を測定するため、光学顕微鏡による観察を実施した。光学顕微鏡観察には、鏡面研磨後、ナイタール溶液（硝酸５％＋エタノール９５％）でエッチングした試料を用いた。

これらの鋼の機械特性及び組織観察結果を、表３に示す。

発明鋼は、全て、５００ＭＰａ以上の引張強度を有し、伸びフランジ性に優れ（穴拡げ率λが１００％以上）、強度−伸び−伸びフランジ性バランスにも優れていることが解る。また、本発明範囲の条件で製造した鋼板は、光学顕微鏡で観察した組織も、上述した組織になっている。一方、本発明範囲を満たさない比較例は、引張強度が５００ＭＰａに満たないか、又は、強度−伸び−伸びフランジ性バランスに劣っていることが解る。

前述したように、本発明によれば、５００ＭＰａ以上の引張強さを有する高張力熱延鋼板で、伸び、伸びフランジ性、強度−伸び−伸びフランジ性バランスに優れた高張力熱延鋼板を提供することができる。よって、本発明は、鋼板製造産業及び鋼板利用産業において利用可能性が高いものである。

Claims (4)

1. 引張強さ５００ＭＰａ以上を有する高張力熱延鋼板であって、
   (x)質量％で、
   Ｃ：０．０３〜０．２０％、
   Ｓｉ：０．０１〜１．５％、
   Ｍｎ：１．０％以下、
   Ｐ：０．０８％以下、
   Ｓ：０．００５％以下、
   Ａｌ：０．０１〜０．０８％、
   Ｎ：０．００１〜０．００５％、
   Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの１種又は２種以上を合計で０．０２〜１．０％、
   を少なくとも含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成と、
   (y) 硬度が２００Ｈｖ以上の硬質フェライト相と２００Ｈｖ未満の軟質フェライト相の２種類のフェライト相からなる複合組織を有し、
   (y1)前記軟質フェライト相の粒径が１５μｍ以下であり、かつ、
   (y2)前記軟質フェライト相の結晶粒の６０％以上の結晶粒が、他の軟質フェライト相の結晶粒と接していない
   ことを特徴とする高張力熱延鋼板。
2. 前記成分組成が、更に、質量％で、Ｃａ、ＲＥＭの１種又は２種を合計で０．１％以下含むことを特徴とする請求項１に記載の高張力熱延鋼板。
3. 引張強さ５００ＭＰａ以上を有する請求項１に記載の高張力熱延鋼板の製造方法であって、
   (z1)質量％ で、Ｃ：０．０３〜０．２０％、Ｓｉ：０．０１〜１．５％、Ｍｎ：１．０％以下、Ｐ：０．０８％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０１〜０．０８％、Ｎ：０．００１〜０．００５％、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの１種又は２種以上を合計で０．０２〜１．０％、を少なくとも含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成の鋼スラブを、加熱温度：１１００℃以上に加熱した後、粗圧延してシートバーとし、
   (z2)上記シートバーに、仕上げ圧延出側温度：９００℃以上とする仕上圧延を施し、
   (z3)上記仕上げ圧延温度から、（Ａr3変態点温度−１５０℃）〜（Ａr3変態点温度−３０℃）の温度範囲の所定温度までの平均冷却速度が５〜２０℃／ｓとなる冷却を施し、その後、
   (z4)上記温度から、（Ａr3変態点温度−２５０℃）〜（Ａr3変態点温度−１５０℃）の温度範囲の所定温度までの平均冷却速度が２０℃／ｓ以上となる冷却を施し、次いで、
   (z5)直ちに巻き取って、熱延板とする熱間圧延工程を順次施す
   ことを特徴とする高張力熱延鋼板の製造方法。
4. 前記鋼スラブが、更に、質量％で、Ｃａ、ＲＥＭの１種又は２種を合計で０．１％以下含むことを特徴とする請求項３に記載の高張力熱延鋼板の製造方法。