JP6692429B2 - 引張強度が１０００〜１２００ＭＰａであり、かつ全伸びが１６〜１７％である高強度熱間圧延鋼（ＨＲＨＳＳ） - Google Patents

引張強度が１０００〜１２００ＭＰａであり、かつ全伸びが１６〜１７％である高強度熱間圧延鋼（ＨＲＨＳＳ） Download PDF

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Description

本発明は、超高強度熱間圧延鋼と、その製造方法とに関する。特に本発明は自動車構造、防衛装備、揚重機、掘削機へ適用可能な超高強度熱間圧延鋼に関する。
自動車の燃料消費とその結果として生じる排気は、大気汚染の主な原因の一つである。環境にやさしい軽量な自動車の設計が、環境汚染に対処するために必要とされる。ねらいを達成できる軽量な自動車には、ＡＨＳＳ鋼（Ａｄｖａｎｃｅｄ Ｈｉｇｈ Ｓｔｒｅｎｇｔｈ Ｓｔｅｅｌ）や、ＵＨＳＳ鋼(Ｕｌｔｒａ−Ｈｉｇｈ Ｓｔｒｅｎｇｔｈ Ｓｔｅｅｌ)の活用が必要となる。しかしながら、ＵＨＳＳ鋼板は、成形性に劣るために、幅広いさまざまな自動車部品へは簡単には利用できない。このため、ＵＨＳＳ鋼板に必要とされる延性と成形性とが、ますます求められるようになってきている。それゆえ、そのような現在のシナリオに対処するために、サスペンション、クロスメンバー、長いクロスメンバー、バンパーのような自動車部品向けの、高い引張強度と、すぐれた均一伸びおよび全体伸びとが一体になった熱間圧延鋼板の開発が必要となっている。
多くの研究者たちによって、前述のような鋼材が開発されている。その強度を高める主な部分は、ナノ構造をもったベイニティック・フェライトの層による。これは、ナノベイナイト鋼としてよく知られている（非特許文献１〜３）。この鋼材は、今まで沢山のいろいろな材料から、ねらいを達成されてきた中で、もっとも高強度である。しかし、その鋼板の生産には一週間もかかってしまう。巻き取られた鋼板の冷却中に必要となる低温状態での動力学的挙動が遅いことが原因である。冷却工程における前述のような長い時間は、商業生産の実現を不可能とする。二つ目の懸念は、その全伸びが、引張強度２２６０ＭＰａの範囲で約７％と、制限されている点である。このように伸びに制限があることで、成形性が重要な観点である幅広い領域では、この鋼材は使用されない。もう一つの問題は鋼材の組成に関する。通常この鋼材中に存在する炭素の量は、０．８〜１．０質量％であり、ＮｉやＣｏも含有する。炭素量が多いことで、その鋼の溶接性を低下させ、また金属成分の含有量が多いことで鋼を高価にする。
もう一つの研究者グループは、溶接性を良好にするとともに全伸びを増大させるためにＣの量を低減させる研究を継続中である（非特許文献４、５）。しかしながらその研究は、連続的な生産ラインを用いてその鋼を生産することを考慮していない。また彼らの製品である鋼は、ＮｉやＭｏのような高価な合金添加物を多量に含んでいる。
今日の自動車製造業者の要求を満たす努力のうち、最近の取り組み（特許文献１）は、
すぐれた強度と延性とを一体として獲得しようと試みた。この取組みは、最小引張強度１２００ＭＰaと全伸び２０％とをうまく達成した。しかしながら、その鋼は炭素量とケイ素量とが多い(炭素は０．３質量％を超える)(ケイ素は１．５質量％を超える)。炭素量が多いと溶接性を低下させ、ケイ素量が多いと、熱間圧延鋼板とする工程で表面スケール(皮膜)の原因となる。これらの問題はいまだ対処中である。
Ｂｈａｄｅｓｈｉａ、ＭＳＥ-Ａ、Ｖｏｌ．４８１−４８２、ｐ．３６―３９、２００８年 Ｆ．Ｇ．Ｃａｂａｌｌｅｒｏ、Ｈ．Ｋ．Ｄ．Ｈ．Ｂｈａｄｅｓｈｉａ、Ｋ．Ｊ．Ａ．Ｍａｗｅｌｌａ、Ｄ．Ｊ．Ｊｏｎｅｓ、Ｐ．Ｂｒｏｗｎ、ＭＳＴ、Ｖｏｌ．１８、ｐ．２７９―２８４、２００２年 Ｃ．Ｇａｒｃｉａ−Ｍａｔｅｏ、Ｆ．Ｇ．Ｃｂａｌｌｅｒｏ、Ｈ．Ｋ．Ｄ．Ｂｈａｄｅｓｈｉａ、ＩＳＩＪ Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ、Ｖｏｌ．４３、ｐ．１２３８―１２４３、２００２年 Ｆ．Ｇ．Ｃａｂａｌｌｅｒｏ、Ｍ．Ｊ．Ｓａｎｔｏｆｉｍａ、Ｃ．Ｃａｐｄｅｖｉｌａ、Ｃ．Ｇ．Ｍａｔｅｏ、Ｃ．Ｇ．Ｄｅ Ａｎｄｒｅｓ、ＩＳＩＪ Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ、Ｖｏｌ．４６、ｐ．１４７９―１４８８、２００６年 Ｆ．Ｇ．Ｃａｂａｌｌｅｒｏ、Ｍ．Ｊ．Ｓａｎｔｏｆｉｍａ、Ｃ．Ｇａｒｃｉａ Ｍａｔｅｏ、Ｊ． Ｃｈａｏ、Ｃ．Ｇａｒｃｉａ ｄｅ Ａｎｄｒｅｓ、Ｍａｔｅｒｉａｌｓ ａｎｄ Ｄｅｓｉｇｎ、Ｖｏｌ．３０、ｐ．２０７７―２０８３、２００９年
米国特許出願公開第２０１４／０１０２６００号明細書
前述した先行技術のもつ固有の制約を考慮して、本発明の目的は、商業的に生産可能であるところの、高強度の熱間圧延鋼の製造方法を開発することにある。
本発明のもう一つの目的は、製品がすぐれた溶接性を持つようにすることと、製品のスケールの激しさを低減することとにある。
本発明のさらなる目的は、高強度の熱間圧延鋼製品の全伸びを１６％以上とすることである。
本発明のさらにもう一つ目的は、高強度の熱間圧延鋼製品の引張強度を１０００ＭＰａ以上とすることにある。
一つの形態において、本発明は、引張強度が１０００〜１２００ＭＰａであり、全伸びが１６〜１７％である高強度の熱間圧延鋼の製品の製造法方法を提供する。その製造方法は、鋼スラブの鋳造と、鋼スラブの熱間圧延と、ランアウトテーブルでの鋼スラブの冷却と、鋼スラブの巻き取りとを含む。鋼スラブの組成は、質量％で、Ｃ：０．１８〜０．２２、Ｍｎ：１．０〜２．０、Ｓｉ：０．８〜１．２、Ｃｒ：０．８〜１．２、Ｓ：最大０．００８、Ｐ：最大０．０２５、Ａｌ：０．０１〜０．１５、Ｎ：最大０．００５、Ｎｂ：０．０２〜０．０３５、Ｍｏ：０．０８〜０．１２で、残部が鉄（Ｆｅ）および偶発的含有物である。鋼スラブに熱間圧延を行うときには、圧延終了温度（ＦＲＴ）を８５０〜９００℃として、ストリップに加工する。熱間圧延が行われたストリップは、ランアウトテーブル（ＲＯＴ）において４０℃／ｓ以上の速度で冷却することで、３８０〜４００℃まで到達させる。熱間圧延が行われたストリップを巻き取り、そして室温まで空冷する。
一形態において、本発明は、組成が、質量％で、Ｃ：０．１８〜０．２２、Ｍｎ：１．０〜２．０、Ｓｉ：０．８〜１．２、Ｃｒ：０．８〜１．２、Ｓ：最大０．００８、Ｐ：最大０．０２５、Ａｌ：０．０１〜０．１５、Ｎ：最大０．００５、Ｎｂ：０．０２〜０．０３５、Ｍｏ：０．０８〜０．１２で、残部が鉄（Ｆｅ）および偶発的含有物であり、引張強度が１０００〜１２００ＭＰａであり、全伸びが１６〜１７％である高強度の熱間圧延鋼（ＨＲＨＳＳ）の製品を提供する。
本発明のＨＲＨＳＳは商業的に生産することが可能である。その製品は、溶接性に優れるとともに、スケールをより低下させたものである。本発明により得られた製品の全伸びは１５％以上であり、この製品の引張強度は１０００ＭＰａ以上である。
本発明の実施形態にしたがった、新開発された高強度の熱間圧延鋼（ＨＲＨＳＳ）の製品の製造工程の様々な段階を示す図である。 本発明の実施形態にしたがった、新開発された高強度の熱間圧延鋼（ＨＲＨＳＳ）の製品の引張応力−ひずみ曲線を示す図である。 本発明の実施形態にしたがった、新開発されたＨＲＨＳＳ製品の、ナイタールでエッチングされた光学的微細構造を示す図である。 本発明の実施形態にしたがった、新開発されたＨＲＨＳＳ製品の、レペラでエッチングされた光学的微細構造を示す図である。 本発明の実施形態にしたがった、新開発されたＨＲＨＳＳ製品を、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて低倍率の５０００倍で撮影した写真を示す図である。 本発明の実施形態にしたがった、新開発されたＨＲＨＳＳ製品を、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて高倍率の２５０００倍で撮影した写真を示す図である。 本発明の実施形態にしたがった、約２０体積％の残留オーステナイトを含有する新開発されたＨＲＨＳＳ製品の、Ｘ線回折（ＸＲＤ）の結果を示す図である。 本発明の実施形態にしたがった、薄いベイナイト層を有する新開発されたＨＲＨＳＳ製品の透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）での写真を示す図である。
本発明のさまざまな実施形態は、高強度の熱間圧延鋼（ＨＲＨＳＳ）の製品の製造工程を提供する。その工程は以下の段階から構成される。すなわち：組成が、質量％で、Ｃ：０．１８〜０．２２、Ｍｎ：１．０〜２．０、Ｓｉ：０．８〜１．２、Ｃｒ：０．８〜１．２、Ｓ：最大０．００８、Ｐ：最大０．０２５、Ａｌ：０．０１〜０．１５、Ｎ：最大０．００５、Ｎｂ：０．０２〜０．０３５、Ｍｏ：０．０８〜０．１２で、残部が鉄（Ｆｅ）および偶発的含有物である鋼スラブの鋳造を行い、圧延終了温度（ＦＲＴ）を８５０〜９００℃として、鋼スラブに熱間圧延を行ってストリップに加工し、熱間圧延が行われたストリップを、ランアウトテーブル（ＲＯＴ）において４０℃／ｓ以上の速度で冷却することで３８０〜４００℃まで到達させ、熱間圧延が行われたストリップを巻き取り、そして室温まで空冷する。
本発明のもう一つの実施形態は、組成が、質量％で、Ｃ：０．１８〜０．２２、Ｍｎ：１．０〜２．０、Ｓｉ：０．８〜１．２、Ｃｒ：０．８〜１．２、Ｓ：最大０．００８、Ｐ：最大０．０２５、Ａｌ：０．０１〜０．１５、Ｎ：最大０．００５、Ｎｂ：０．０２〜０．０３５、Ｍｏ：０．０８〜０．１２で、残部が鉄（Ｆｅ）および偶発的含有物であり、引張強度が１０００〜１２００ＭＰａであり、全伸びが１６〜１７％である高強度の熱間圧延鋼（ＨＲＨＳＳ）の製品を提供する。
図１には、高強度の熱間圧延鋼（ＨＲＨＳＳ）の製品を製造するためのさまざまな工程（１００）を示す。
工程（１０４）において、鋼スラブが鋳造される。スラブの組成の範囲と、その好ましい組成とを表１に示す。
Ｃ（０．１８〜０．２２質量％）：求められる強度レベルに到達することを確保するために、適切な量の炭素が必要である。炭素はまた残留オーステナイトの安定性を大きくし、その残留オーステナイトは、延性を向上させるために必要不可欠である。強度と延性の両方を最大化させることを確保するために、炭素の含有量は、好ましくは０．２２質量％に維持される。また炭素がこの範囲であると、鋼の溶接性が良好である。
Ｍｎ（１．０〜２．０質量％）：Ｍｎは、オーステナイトを安定化させるために、そして残留オーステナイトを最適量とするために、必要である。Ｍｎの量は１．０質量％以上であることが必要である。好ましくは１．３質量％以上、より好ましくは１．４８質量％以上である。しかしながら２．０質量％を超えると、鋳造におけるひび割れのような有害な結果が生じる。それゆえＭｎは、好ましくは１．４８質量％までに制御される。
Ｓｉ（０．８〜１．２質量％）：Ｓｉはフェライトを安定化させる。また等温保持時の炭化物の析出を制限し、その結果、多量の残留オーステナイトを生じさせる。しかしながら、Ｓｉを添加することで、圧延中における表面スケール（被膜）の問題につながる。それゆえ、Ｓｉの量は上記の範囲に制限されるべきであり、さらには、より好ましくは１．０質量％である。
Ａｌ（０．０１〜０．１５質量％）：Ａｌは、Ｓｉよりもレベルの高いフェライト安定化元素であるため、添加される。またＡｌは、ベイナイト変態時、残留オーステナイトからのＣ析出を抑制する。またＳｉと異なり、Ａｌは亜鉛メッキ能力において、悪い効果を持たない。好ましくは、Ａｌの量は０．１４質量％を維持されるべきである。なぜならＡｌの量が０．１４質量％より多いと、鋳造時に問題となるからである。さらに溶接性が悪くなり得る。溶接部においてＡｌ酸化物が存在することによるものである。
Ｐ（最大０．０２５質量％）：Ｐの含有量は、最大でも０．０２５％までに制限されるべきである。好ましくは０．０２％とされるべきである。
Ｓ（最大０．００８質量％）：Ｓの含有量は制限されなければならない。さもなければ、成形性を悪化させかねないことになるところの、かなり莫大な含有レベルになる。好ましくは、Ｓは０．００４質量％未満に維持される。
Ｎ（最大０．００５質量％）：Ｎの含有量は最大でも０．００５質量％までに制限されなければならない。さもなければ、あまりに大量の窒化アルミニウム（ＡｌＮ）やチッ化チタン（ＴｉＮ）の析出物が発生し始めて、成形性を悪化させる。好ましくは、Ｎを０．００５質量％に維持する。
Ｎｂ（０．０２〜０．０３５質量％）：Ｎｂは、微粒化によって鋼の強度を高めるために添加される。最終的な微細構造における残留オーステナイト量を増やす役割も果たしている。好ましくは、Ｎｂは０．０３５質量％に維持される。コストの増大や工程の困難性の増加(例えば圧延ロールの圧力増大)を回避するためである。
Ｍｏ（０．０８〜０．１２質量％）：Ｍｏは、ポリゴナルフェライトの形成やパーライトの形成を回避するために添加される。またＭｏはベイナイトの形成量を増加させる。しかしながら、Ｍｏを過剰に添加すると、鋼の製造コストを増大させる。それゆえ、Ｍｏは、好ましくは０．１質量％までの添加量に抑えられる。
Ｃｒ（０．８〜１．２質量％）：Ｃｒは、Ｍｏと同様に、ポリゴナルフェライトおよびパーライトの形成を回避する。ＵＨＳＳ鋼においては、Ｃｒは添加用の経済的な合金元素である。しかしながらＣｒを過剰に添加すると、Ｃｒの複合炭化物を生じさせてしまう。それゆえＣｒは０．９５質量％に維持されることが好ましい。
スラブは、熱間圧延される前に、約１２５０℃の温度で浸漬加熱される。鋼は、この温度で、十分な時間をかけて保持される。その鋼全体で、均一な構造と組成をつくるためである。その浸漬加熱時間は、加工品の厚さと鋼の組成とに依存する。製品の断面積がより大きい場合には、より高い温度と、より長い浸漬加熱時間とが必要とされる。
工程（１０８）で、鋼スラブは、熱間圧延が行われ、８５０〜９００℃の圧延終了温度（ＦＲＴ）にてストリップになる。この温度は、フェライト変態の開始温度よりも高い。
熱間圧延をされたストリップは、工程（１１２）においてランアウトテーブルで４０℃／ｓ以上の速度で冷却されることで、３８０〜４００℃に到達する。これは、フェライトやパーライトのような拡散型変態が形成されることを回避するためである。
熱間圧延されたストリップは工程（１１６）で巻き取られ、室温の空気で冷却される。この工程は、オーステナイトをベイナイトへ変態させる。なおベイナイト変態の間、Ｃはオーステナイト相に近接することを拒まれる。濃縮されたオーステナイトは、室温において安定になる。
以下は、得られたＨＲＨＳＳ製品の特性である。
降伏応力＝６００〜６５０ＭＰａ
引張強度＝１０００〜１２００ＭＰａ
全伸び＝１６〜１７％、そのときの均一伸び≧９％
加工硬化指数（ｎ）＝０．１５〜０．１６
得られたＨＲＨＳＳ製品は、主相にベイニティックフェライトをもち、副相に残留オーステナイトをもつ。鋼中には、不可避である少量のマルテンサイトもまた存在する。本発明にしたがって製造された熱間圧延鋼板の微細構造特性を以下に記述する。
ベイニティックフェライト（７５〜８０体積％）：微細構造中に存在するベイニティックフェライトは、基本的に炭化物をともなう。あるいは、炭化物がゼロで、高転位密度のベイナイトとなる。このベイニティックフェライトは、細い板状となったモルフォロジーをもつ。転位密度が高ければ強度も高くなる。しかし同時に延性は低下する。
残留オーステナイト（１５〜２０体積％）：残留オーステナイトは、本発明により開発されたＨＲＨＳＳ製品の微細構造における成分のうち、もっとも重要なものである。機械的な変形により、残留オーステナイトがマルテンサイトへ変態し、結果として加工硬化指数が連続的に大きくなる。すると、くびれの発生兆候を遅延させ、延性が高まることを確保する（ＴＲＩＰ効果）。効果的なＴＲＩＰ効果を起こすために、残留オーステナイトの量は少なくとも１０体積％であるべきである。好ましくは１２体積％以上である。しかし、体積比がかなり高いと、局部的な変形能の低下につながるかもしれない。それゆえ、残留オーステナイトは２０体積％以下に維持される。
マルテンサイト（５体積％未満、ただし０体積％を含む）：製造されたＨＲＨＳＳ製品は、マルテンサイトを少し含むかもしれない。マルテンサイトは、製造工程（１００）の間は存在するままで放置されるかもしれない。
ＨＲＨＳＳ製品は、厚さ２００ｎｍ未満のベイナイト層をもつ。鋼の強度はベイナイト層の厚さに依存し、厚さが薄ければ強度は高まる。
高強度の熱間圧延鋼の製品のための前述の製造工程は、以下の実施例によって実証可能である。以下の実施例は、発明の範囲を制限すると解釈されるべきではない。
加工をおこなう一連の作業のために、２５ｋｇの被加熱体を準備した。その組成を表１に示す(好ましい組成)。次に被加熱体を２５ｍｍの厚さに鍛造し、大気中において室温まで冷却した。次にその鋼体を圧延の前に１２５０℃で３０分間浸漬加熱した。オーステナイトの状態で確実に圧延を完了するために、仕上げロールの温度を８５０℃に維持した。圧延に際して、ストリップの厚さを、２回のパスの後に４〜６ｍｍに減少させた。圧延した鋼板を次に１秒間に４０℃で冷却し、そして３８０〜４００℃に維持された塩浴に１時間浸漬させた。そして、巻き取り工程を実施したうえで室温まで自然冷却させた。
試料を室温まで冷却した後に、これらの試料を異なった特性試験（微細構造的な試験および機械的な試験）のために切り出し加工した。室温までの冷却後は、追加的な熱処理や追加的な工程は、実施しなかった。
光学的な(ナイタールエッチングおよびレペラエッチングの両方)微細構造、およびＳＥＭにて観察された微細構造を、図３、４、５ａ、５ｂに示す。これらの微細構造は、ベイニティックフェライト、残留オーステナイト、および／またはマルテンサイトにて構成される。ＡＳＴＭ Ｅ８規格に基づき、ゲージ長５０ｍｍの引張試験片を切り出した。引張試験結果の典型的なプロット例を図２に示す。新開発した鋼の機械特性を表２に示す。
図面と表とから、新開発した鋼は、引張強度が最小１１００ＭＰａであり、均一伸びが９％であり、全伸びが最小１６％であることが明確である。またこの新開発した鋼は、加工硬化指数が高い。すなわち０．１５である。
残留オーステナイトの体積比と格子パラメータとは、Ｘ線回折（ＸＲＤ）のデータから算出した。その算出方法は、Ｂ．Ｄ．Ｃｕｌｌｉｔｙの１９７８年の著作、およびＤ．Ｊ．ＤｙｓｏｎとＢ．Ｈｏｌｍｅｓの１９７０年の著作に記述された方法によった。Ｘ線回折のための試料は、引張試験片のゲージ部とグリップ部から切り出した(引張試験の完了後)。Ｘ線回折のグラフを図６に示す。グラフでは、ピークを持った１１１、２００、２２０、３１１の曲線が残留オーステナイトの存在を示しており、その同じ曲線を定量化した。ピークを持つ１１０、２００、２１１の曲線は、ベイニティックフェライトの存在を示している。
定量的な結果を表３に示す。
新開発した鋼の中の残留オーステナイトは２０体積％程度であることを認めることができる。
ベイナイト層の厚さは２００ｎｍ未満であることが分かった。高倍率の透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）写真を図７（ａ）（ｂ）に示す。

Claims (16)

  1. 組成が、質量％で、Ｃ：０．１８〜０．２２、Ｍｎ：１．０〜２．０、Ｓｉ：０．８〜１．２、Ｃｒ：０．８〜１．２、Ｓ：最大０．００８、Ｐ：最大０．０２５、Ａｌ：０．０１〜０．１５、Ｎ：最大０．００５、Ｎｂ：０．０２〜０．０３５、Ｍｏ：０．０８〜０．１２で、残部がＦｅおよび偶発的含有物である鋼スラブを鋳造し、
    前記鋼スラブを圧延終了温度（ＦＲＴ）８５０〜９００℃で熱間圧延してストリップに加工し、
    熱間圧延されたストリップを、ランアウトテーブル（ＲＯＴ）にて、４０℃／ｓ以上の速度で冷却することで、３８０〜４００℃に到達させ、
    次に前記ストリップを巻き取り、そして室温まで空冷することで、
    引張強度が１０００〜１２００ＭＰａであり、全伸びが１６〜１７％である圧延鋼の製品を得る、
    ことを特徴とする高強度の熱間圧延鋼（ＨＲＨＳＳ）の製品の製造方法。
  2. 製品の組成が、質量％で、Ｃ：０．２２、Ｍｎ：１．４８、Ｓｉ：１．０、Ｃｒ：０．９５、Ｓ：＜０．００４、Ｐ：０．０２、Ａｌ：０．１４、Ｎ：０．００５、Ｎｂ：０．０３５、Ｍｏ：０．１で、残部がＦｅおよび偶発的含有物であることを特徴とする請求項１記載の高強度の熱間圧延鋼（ＨＲＨＳＳ）の製品の製造方法。
  3. 製品の降伏応力が６００〜６５０ＭＰａであることを特徴とする請求項１記載の高強度の熱間圧延鋼（ＨＲＨＳＳ）の製品の製造方法。
  4. 製品の均一伸びが９％以上であることを特徴とする請求項１記載の高強度の熱間圧延鋼（ＨＲＨＳＳ）の製品の製造方法。
  5. 製品の加工硬化指数（ｎ）が０．１５〜０．１６であることを特徴とする請求項１記載の高強度の熱間圧延鋼（ＨＲＨＳＳ）の製品の製造方法。
  6. 製品の微細構造における残留オーステナイトが１５〜２０体積％であることを特徴とする請求項１記載の高強度の熱間圧延鋼（ＨＲＨＳＳ）の製品の製造方法。
  7. 製品の微細構造におけるマルテンサイトが５体積％未満であることを特徴とする請求項１記載の高強度の熱間圧延鋼（ＨＲＨＳＳ）の製品の製造方法。
  8. 製品が厚さ２００ｎｍ未満のベイナイト層を有することを特徴とする請求項１記載の高強度の熱間圧延鋼（ＨＲＨＳＳ）の製品の製造方法。
  9. 組成が、質量％で、Ｃ：０．１８〜０．２２、Ｍｎ：１．０〜２．０、Ｓｉ：０．８〜１．２、Ｃｒ：０．８〜１．２、Ｓ：最大０．００８、Ｐ：最大０．０２５、Ａｌ：０．０１〜０．１５、Ｎ：最大０．００５、Ｎｂ：０．０２〜０．０３５、Ｍｏ：０．０８〜０．１２で、残部がＦｅおよび偶発的含有物であり、引張強度が１０００〜１２００ＭＰａであり、全伸びが１６〜１７％であることを特徴とする高強度の熱間圧延鋼（ＨＲＨＳＳ）の製品。
  10. 組成が、質量％で、Ｃ：０．２２、Ｍｎ：１．４８、Ｓｉ：１．０、Ｃｒ：０．９５、Ｓ：＜０．００４、Ｐ：０．０２、Ａｌ：０．１４、Ｎ：０．００５、Ｎｂ：０．０３５、Ｍｏ：０．１で、残部がＦｅおよび偶発的含有物であることを特徴とする請求項９記載の高強度の熱間圧延鋼（ＨＲＨＳＳ）の製品。
  11. 降伏応力が６００〜６５０ＭＰａであることを特徴とする請求項９記載の高強度の熱間圧延鋼（ＨＲＨＳＳ）の製品。
  12. 均一伸びが９％以上であることを特徴とする請求項９記載の高強度の熱間圧延鋼（ＨＲＨＳＳ）の製品。
  13. 加工硬化指数（ｎ）が０．１５〜０．１６であることを特徴とする請求項９記載の高強度の熱間圧延鋼（ＨＲＨＳＳ）の製品。
  14. 微細構造における残留オーステナイトが１５〜２０体積％であることを特徴とする請求項９記載の高強度の熱間圧延鋼（ＨＲＨＳＳ）の製品。
  15. 微細構造におけるマルテンサイトが５体積％未満であることを特徴とする請求項９記載の高強度の熱間圧延鋼（ＨＲＨＳＳ）の製品。
  16. 厚さ２００ｎｍ未満のベイナイト層を有することを特徴とする請求項９記載の高強度の熱間圧延鋼（ＨＲＨＳＳ）の製品。
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