JPS5818971B2 - 冷間加工性の優れた高張力薄鋼板の製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 本発明は冷間加工性の優れた高張力薄鋼板の製造方法に
関するものである。

近年、自動車業界を中心とした冷間加工性に優れた高張
力薄鋼板の需要が急速に増加する動向にある。

これは排ガス浄化装置の搭載その他てより車体重量の増
加を強力薄鋼板の使用によってその軽量化を図らんとす
るものであって、その他の需要においても同一傾向が見
られる。

このような背景のもとに、かかる用途を対象とした高張
力鋼板の種々の製造方法が多数提案されている。

これらの製造法において等しくその目標とするところは
。

高強度であって、良好な冷間加工性と溶接性を有する鋼
板をできるだけ安価に製造するという点にある。

この目的達成のための製造方法とし人は、一般に次の工
程をとっている。

（イ）熱間圧延のまま、もしくはその後の簡易な熱処理
工程を経る方法。

（ロ）熱間圧延後に冷延−焼鈍工程を経る方法。

一方、高張力を得る強化方法としては、通常法の方法が
採られている。

（イ）固溶強化による方法 （ロ）結晶粒微細化による方法 （ハ）析出硬化による方法 に）変態組織強化による方法 これらの従来の製造方法を工程的にみる場合、熱間圧延
後に冷延−焼鈍工程を経る方法は工程数が増加するとい
う本質的欠点がある。

また、強化方法では固溶強化および析出強化等を利用す
る方法では必然的に強化元素添加量が多くなり成品原価
が高くなるのみならず、この方法では加工性溶接性を阻
害しない範囲で達成し得る強度水準には限界がある等の
問題がある。

ところで前記鋼の強化法のうちで最も簡便で、かつ安価
に行い得るのはに）の変態組織による強化法である。

溶接性を阻害しない範囲の化学組成の鋼を用いた場合、
組織強化によって高張力鋼とするためには、通常のフェ
ライト・パーライト組織とするだけでは不十分で、望ま
しくはマルテンサイト、もしくはマルテンサイトを含ん
だベイナイトおよび適冷パーライト（以下これらを総称
して低温変態相と称する）による強化が必要である。

しかしながら、通常の熱処理手法による組織強化鋼は、
高強度にするに従って強度に対する伸びのバランスが他
の強化鋼に較べて劣り、特にマルテンサイト組織のまま
では加工性が甚しく悪くなる傾向がある。

低温変態相による強化を利用し、高強度と延性との前記
相反性を改善せしめる方法としては、例えばフェライト
基地中にマルテンサイト相な分散混合せしめた所謂マル
チノ・フェライト鋼等が公知である。

しかしながら、マルチノ・フェライト鋼の如き混合組織
鋼を製造する際には、熱処理時の温度履歴を精密に制御
する必要があることから、熱処理炉の性能および被処理
材の寸法、形状等に制約が生じ、熱延鋼帯の如きものを
その対象とするには甚だしく困難を生じる。

なお、素材中の焼入性向上元素の含有量を増加して行け
ば、これらの困難性はある程度緩和されるものの、この
ような方法では溶接性、成品原価等の点で上記他の強化
法と異なるものでないことは明らかである。

また、材質的にみた場合、従来のマルチノ・フェライト
鋼は、同一化学成分の素材を用いると、フェライト・パ
ーライト鋼に較べて高強度が達成されること、およびマ
ルテンサイトのままよりも延性が改善されるという利点
はあるものの、その強度−延性バランスはフェライト・
パーライト鋼のそれを高強度範囲まで延長させたに止る
程度であって、添付図面より明らかな如く、高強度化に
伴、なう加工性の劣化を十分に解決するまでに至ってい
ない。

本発明者らの基礎調査によれば、かくの如き混合組織鋼
の強度−延性バランスは基地となるフェライトと硬質相
となる低温変態相の分散状態に極めて敏感に影響を受け
、微細均一に分散されたもの程、良好となることが明ら
かとなった。

ところが、このような微細均一な混合組織状態を達成す
るためには、オーステナイト粒の高度の微細化を図らね
ばならないが、このようなオーステナイト粒の微細化は
焼入性の劣化をもたらし、低温変態相、特にマルテンサ
イト相の生成が困難になるという問題がある。

この点が、従来のバッチ式熱処理炉を用いた場合、材質
の向上をある限度以上改善し得ない要因であると考えら
れる。

最近、このような問題を解決する手段として熱延鋼板を
冷延した後、連続熱処理装置を用いて、急速短時間加熱
によりオーステナイト粒の粗大化を生じせしめない状態
で急冷処理することにより、強度−延性バランスを図る
技術が提案されている。

しかしながら、このような方法によって材質的向上が可
能となっても商用鋼としての基本的問題である工程的、
設備的負担に伴なう製造コストの上昇を遁れることかで
きない。

かくの如く、従来の混合組織鋼は、熱間圧延後に別工程
で特殊な熱処理を経てこれを製造することが前提となっ
ており。

これが従来技術の最大の欠点である。

本発明の目的は、冷間加工性の優れた高張力薄鋼板製造
における上記従来技術の欠点を克服し、熱間圧延におい
てオーステナイト粒の高度の微細化を達成し、かつこれ
に伴う焼入性の低下を阻止する圧延技術を見出し、熱間
圧延のままでフェライトと低温変態相との微細混合組織
を有し、しかも製造費の極めて安い冷間加工性の優れた
高張力薄鋼板の製造方法を提供するにある。

本発明のこの目的は下記要旨の６発明によって達成され
る。

第１発明の要旨とするところは次の如くである。

すなわち、重量比にてＣ：０．０５〜０，２５％、Ｍｎ
： ０．１〜２．０％、Ｓｉ：１．０％以下を含有し
残部がＦｅおよび不可避不純物より成る薄鋼板の熱間圧
延方法において、仕上圧延機列中にある前記薄鋼板の温
度が下記（１）式で示される温度以上の時点から仕上圧
延終了時までを下記（２）式で示される平均冷却速度以
上でかつ１５０℃／Ｓ以下の範囲となるように制御冷却
しながら、この間の合計圧下率が２０〜９０％となるよ
うに圧延する工程と、前記仕上圧延終了後直ちに前記薄
鋼板を急冷してマルテンサイト相を生成させる工程と、
前記急冷処理後５５０℃以下の温度範囲でコイルに巻取
る工程と、を有して成ることを特徴とする冷間加工性の
優れた高張力薄鋼板の製造方法である。

Ｔ ｓ ｃ（’Ｃ）＝−２０４［％Ｃ］ −１４［Ｉ％
Ｍｎ］＋５８〔係Ｓｉ、ｌ−２３［Ｉ％Ｎｉ、１＋２４
〔％Ｃｒ〕＋２２（％Ｍｏ、１ −１４〔％Ｃｕ） ＋ （０，８−［Ｉ％Ｃ］）−（−
７５［Ｉ％Ｍｎ］＋４７［％Ｓｉ、１−３０〔％Ｃｒ、
ｌ ＋２０ ［％Ｍｏ〕−８，８（％Ｃｕ、ｌ）＋（Ｒ
（％）〕 ＋８６０ ・・・・・・・・・・・・・・・（１）αｃ
ＣＣ／ｓｅｅ ） ＝ １２．３ （％Ｃ，ｌ−８．８
Ｃ％胤〕＋１３．２［Ｉ％Ｓｉ］ −４，７ ［％Ｎｉ］ −１９，５［％Ｃｒ］ ＋２５ ｅ Ｘ ｐ （−２，５Ｃ％Ｍｏ〕）−６，６
［Ｉ％Ｃｕ］ ＋０．７ （Ｒ（ｆｂＤ−２０・・・・
・・・・・・・・・・（２）（１）、（２）式において
、Ｔｓｃ：前記薄鋼の制御冷却開始温度の臨界値 αＣ二平均冷却速度の臨界値 Ｒ二制御冷却時の合計圧下 率 第２発明の要旨とするところは次の如くである。

すなわち、重量比にてＣ：０．０５〜０．２５％、Ｍｎ
： ０．１〜２．０ ％、Ｓｉ：１．０％以下を含み
、更に０．５０％以下のＣｒ、１．０％以下のＭＯｌｌ
、０％以下のＮｉ、１．０％以下のＣｕ、１．０％以下
（７）Ｗ、０．１０％以下のＮｂ１０．２０％以下のｖ
、０．５０％以下のＴｉ、０．５０％以下のＺｒ、０．
０１０％以下のＢ、０．２０％以下のＡｌのうち１種も
しくは２種以上を合計１．０％以下の限度で含有し、残
部がＦｅおよび不可避不純物より成る薄鋼板の熱間圧延
方法において、仕上圧延機夕１沖にある前記薄鋼板の温
度が前記（１）式で示される温度以上の時点から仕上圧
延終了時までを前記（２成で示される平均冷却速度以上
でかつ１５０°Ｃ／Ｓ以下の範囲となるように制御冷却
しながらこの間の合計圧下率が２０〜９０係となるよう
に圧延する工程と、前記仕上圧延終了後直ちに前記薄鋼
板を急冷してマルテンサイト相を生成させる工程と、前
記急冷処理後５５０°Ｃ以下の温度範囲でコイルに巻取
る工程と、を有して成ることを特徴とする冷間加工性の
優れた高張力薄鋼板の製造方法である。

第３発明の要旨とするところは次の如くである。

すなわち、重量比にてＣ：０．０５〜０．２５係、Ｍｎ
： ０．１〜２．０％、Ｓ ｉ ： １．０％以下を
含有し残部がＦｅおよび不可避不純物より成る薄鋼板の
熱間圧延方法において、仕上圧延機列中にある前記薄鋼
板の温度が前記１）式で示される温度以上の時点から仕
上圧延終了時までを前記（２）式で示される平均冷却速
度以上でかつ１５０℃／Ｓ以下の範囲となるように制御
冷却しながらこの間の合計圧下率が２０〜９０裂となる
ように圧延する工程と前記仕上圧延終了後直ちに前記薄
鋼板を急冷してマルテンサイト相を生成させる工程と、
前記急冷処理後５５０℃以下の温度範囲でコイルに巻取
る工程と、前記コイルに巻取った熱延薄鋼板をＡｃ１変
態点以上１０００℃までの温度に１〜３０分再加熱する
工程と、前記再加熱した薄鋼板を急冷処理してマルテン
サイト相もしくはマルテンサイト相とフェライト相との
混合組織による工程と、を有して成ることを特徴とする
冷間加工性の優れた高張力薄鋼板の製造方法である。

第４発明の要旨とするところは次の如くであるすなわち
、重量比にてＣ：０．０５〜０．２５％、Ｍｎ 二０．
１〜２．０％、Ｓｉ：１．０％以下を含み、更に０．５
０％以下のＣｒ、１．０係以下のＭ ｏ 。

１．０％以下のＮｉ、１．０％以下のＣｕ、１．０％以
下ノＷ、０．１０％以下のＮｂ、０．２０ ％以下ノｖ
Ｏ，５０％以下のＴｉ１０．５０％以下のＺｒ。

０．０１０％以下のＢ、０．２０％以下のＡ７のうち１
種もしくは２種以上を合計１．０チ以下の限度で含有し
、残部がＦｅおよび不可避不純物より成る薄鋼板の熱間
圧延方法において、仕上圧延機列中にある前記薄鋼板の
温度が前記（１）式で示される温度以上の時点から仕上
圧延終了時までを前記（２）式で示される平均冷却速度
以上でかつ１５０℃／Ｓ以下の範囲となるように制御冷
却しながらこの間の合計圧下率が２０〜９０％となるよ
うに圧延する工程と、前記仕上圧延終了後直ちに前記薄
鋼板を急冷してマルテンサイト相を生成させる工程と前
記急冷処理後５５０℃以下の温度範囲でコイルに巻取る
工程と、前記コイルに巻取った熱延薄鋼板をＡｃ１変態
点以上１０００℃までの温度に１〜３０分再加熱する工
程と、前記再加熱した薄鋼板を急冷処理してマルテンサ
イト相もしくはマルテンサイト相とフェライト相との混
合組織にする工程と、を有して成ることを特徴とする冷
間加工性の優れた高張力薄鋼板の製造方法である。

また、第５発明の要旨とするところは次のとおりである
。

すなわち、重量比にてＣ：０．０５〜０．２５％、Ｍｎ
： ０．１〜２．０％、Ｓ ｉ ： １．０％以下を
含有し残部がＦｅおよび不可避不純物より成る薄鋼板の
熱間圧延方法において、仕上圧延機列中にある前記薄鋼
板の温度が前記（１）式で示される温度以上の時点から
仕上圧延終了時までを前８α２）式で示される平均冷却
速度以上でかつ１５０℃／Ｓ以下の範囲となるように制
御冷却しながらこの間の合計圧下率が２０〜９０％とな
るように圧延する工程と、前記仕上圧延終了後直ちに前
記薄鋼板を急冷してマルテンサイト相を生成させる工程
と、前記急冷処理後５５０℃以下の温度範囲でコイルに
巻取る工程と、前記コイルに巻取った熱延薄鋼板をＡｅ
ｌ変態点以下の温度にて焼戻し処理して焼戻しマルテン
サイト相もしくは焼戻しマルテンサイト相とフェライト
相との混合組織とする工程と、を有して成ることを特徴
とする加工性の優れた高張力薄鋼板の製造方法である。

更に第６発明の要旨とするところは次の如くである。

すなわち、重量比にてＣ：０．０５〜０．２５係、Ｍｎ
： ０．１〜２．０％、Ｓ ｉ ： １．０％以下を
含み、更に０．５０％以下のＣｒ、１．０％以下１）
Ｍ ｏ 。

１．０％以下のＮｉ、１．０％以下のＣｕ、１．０％以
下＋７）Ｗ、０．１０％以下のＮｂ、０．２０％以下＋
７）Ｖ、０．５０％以下のＴｉ、０．５０％以下のＺｒ
１ｏ、ｏｉｏ％以下のＢ、０．２０％以下のＡ７のうち
１種もしくは２種以上を合計１．０％以下の限度で含有
し、残部がＦｅおよび不可避不純物より成る薄鋼板の熱
間圧延方法において、仕上圧延機列中にある前記薄鋼板
の温度が前記（１）式で示される温度以上の時点から仕
上圧延終了時までを前駆２）式で示される平均冷却速度
以上でかっ１５０’Ｃ／Ｓ以下の範囲となるように制御
冷却しながらこの間の合計圧下率が２０〜９０係となる
ように圧延する工程と、前記仕上圧延終了後直ちに前記
薄鋼板を急冷してマルテンサイト相を生成させる工程と
、前記急冷処理後５５０℃以下の温度範囲でコイルに巻
取る工程と、前記巻取った熱延薄鋼板をＡＣ１変態点以
下の温度にて焼戻し処理して焼戻しマルテンサイト相も
しくは焼戻しマルテンサイト相とフェライト相との混合
組織とする工程と、を有して成ることを特徴とする加工
性の優れた高張力薄鋼板の製造方法である。

前記要旨の６発明はいずれも薄鋼板の強度−延性バラン
スを良好とする上で欠くことのできないフェライトと低
温変態相の微細混合組織を熱延のままで達成するための
要件であるオーステナイト結晶粒の高度の微細化と、そ
れに伴う焼入性の低下の阻止を同時に解決する手段とし
て、仕上圧延機列中における冷却条件の制御方法が最も
大きい要点となっており、これに加えて、この結果を最
適化する補助的な圧延条件およびこの効果を最大限に利
用できる素材の化学成分範囲について規制したものであ
る。

先づ、本発明の最も重要な点の一つである熱間圧延によ
るオーステナイト粒の微細化方法について説明する。

圧延によるオーステナイト粒の微細化機構としては、再
結晶による微細化と、未再結晶状態のオーステナイト粒
内へ加工歪の導入による微細化がある。

前者の方法による場合、達成し得る微細化度には限界が
あり、超微細化オーステナイト粒とするためには後者の
方法を積極的に利用しなければならない。

この方法による微細化傾向は、圧延温度が低く圧下率が
犬なる程大きくなる。

しかしながら、このような低温圧延条件を強化して行く
と、歪誘起変態によって甚しく焼入性が低下し、低温変
態相、特にマルテンサイト相を得る上で困難が生じる。

この際、特に仕上圧延をオーステナイトとフェライトの
２相状態のもとで行った場合フェライト粒に加工歪が残
留し延性が著しく劣化すること、および圧延集合組織が
顕著に発達し、機械的性質の異方性が増すなどの材質的
な問題のほかに、圧下な受けたフェライト粒とオーステ
ナイト粒の粒界がパーライトおよびベイナイト変態の核
として作用するため、更に焼入性の低下が甚しくなる。

このため仕上圧延は少くともオーステナイト単相の状態
で完了することが望ましい。

本発明者らは、このような焼入性低下に伴うマルテンサ
イト化条件の困難さを克服し、オーステナイト粒の高度
の微細化を図るためには仕上圧延中において冷却条件を
制御し最適化することが極めて有効であることを見出し
た。

この点が本発明における最も大きな技術的特徴である。

かくの如く、冷却条件を制御しながら仕上圧延を行う効
果は次のとおりである。

連続冷却変態曲線から明らかな如（、オーステナイト状
態からの冷却速度を大きくして行けば、Ａ、３変態点は
低下し、準安定オースナナ４１１度領域が拡大される。

従って、このような冷却条件のもとで圧延を行えば、歪
誘起変態が促進されても従来の圧延法に較べると格段に
Ａｒ３変態を抑制することが可能となる。

この際の冷却条件として重要なことは、制御冷却開始温
度（以下Ｔと略称する）とその後の冷却速度（以下αと
略称する）とであり、Ｔ８およびαは共に、オーステナ
イト粒微細化のための必要な圧下を行っても、仕上圧延
終了までＡｒ３変態が起らないような条件を選ばなけれ
ばならない。

このうち、冷却速度αは定性的には速い程変態を抑制す
る効果が大きく、強圧下条件とすることができ、オース
テナイト粒の高度の微細化が可能となる。

本発明者らは仕上圧延後マルテンサイト相が出始めるＭ
８点まで急冷するという工程により、得られた組織およ
び引張特性と、仕上圧延機列中でのＴｓ、αおよび制御
冷却開始以降の合計圧下率（以下Ｒと略称する）の関連
を種々の組成鋼について調査した結果状の結論を得た。

（ａ） 化学組成およびＲが一定の場合、マルテンサ
イト相を生成するためには、Ｔｓおよびαはいずれもあ
る臨界値（以下これらをそれぞれＴｓｅｔα。

と称する）以上としなければならない。

ここにα。は平均冷却速度として算定したものである。

（ｂ）Ｔ２ＣとαＣの値は鋼の化学組成およびＲによっ
て変化し、その変化の傾向は、Ｒが太きいもの程、また
焼入性の低い化学組成のもの程、いずれも高い鎖側へ移
動する。

この傾向を統計的に解析すると次の（１）、（２）式で
表わされる。

Ｔｓ ｃｃ’）−２０４（％Ｃ，ｌ −１４（％Ｍｎ〕
＋５８〔チ５ｉ）−２３Ｃ％Ｎｉ） ＋２４〔％Ｃｒ、ｌ＋２２（％Ｍｏ〕 −１４〔％Ｃｕ） ＋（０，８−Ｃ％Ｃ））−（−７５
Ｃ％Ｍｎｌ ＋４７ （％５ｉ）−３０〔％Ｃｒ、］＋
２０（％Ｍ ｏ 、１−ｓ、ｓ（％Ｃｕ））＋ （Ｒ（
チ）〕 ＋８６０ ・・・・・・・・・・・・・・・（１）αｃ
（’Ｃ／ｓｅｅ ） ＝ １２．３ （％Ｃ） −８，
８（％Ｍｎ〕＋１３．２Ｃ％Ｓｉ：］ −４，７ 〔％Ｎｉ、ｌ −１９，５Ｃ％Ｃｒ） ＋２５ｅ ｘ ｐ （−２，５１１＄ＭｏＩ］ ）−
６，６［Ｉ％Ｃｕ、ｌ ＋０．７ ［Ｒ（％）１−２０
・・・・・・・・・・・・・・・（２）（ｃ）
Ｒが小さ過ぎた場合にはオーステナイト粒の微細化が不
十分となる。

従って仕上圧延機列中の制御冷却効果と相俟って微細化
を進行させるためにはＲは少くとも２０％以上必要であ
る。

しかしながら９０％を越えるような高圧下条件では歪誘
起変態を阻止することが極めて困難となり、オーステナ
イト単相状態で圧延を終了することは実質的に不可能と
なる。

従ってＲの限定範囲を２０〜９０％とすべきであるが、
特に材質および操業面から好ましいＲの範囲は４０〜８
０％である。

以上（ａ）、（ｂ）、（Ｃ）の知見に基き、本発明はそ
の構成要件の第１として、仕上圧延機列中にある薄鋼板
の温度が、（１）式で示される温度以上である時点から
制御冷却を開始し、（２）式で示される冷却速度以上で
冷却しながら、この間の合計圧下率が２０〜９０係とな
るように圧延することを規制する。

なお、αの上限は冶金学的には本発明を実施する上で限
定されるものではないが、必要以上に太き（することは
圧延設備および製造コストあるいは生産性の観点から好
ましくない。

そこでその上限を１５０℃／Ｓに限定する。

かくの如き制御冷却は仕上圧延機列間に設置された冷却
設備と仕上圧延機入側温度、圧延速度および圧下率配分
などの熱延条件を最適化することによって達成すること
ができる。

次に本発明は、その構成要件の第２として、仕上圧延後
直ちにマルテンサイト相が生成する条件で急冷した後コ
イルに巻取ることを規制する。

この条件は上記の如く、本発明鋼がマルテンサイト相を
含む低温変態相による強化鋼であることから不可欠の要
件である。

この際、必要とする具体的な冷却条件は達成されたオー
ステナイト粒度および素材の化学成分等によって決定さ
れる。

従来の圧延法において上記急冷工程で最も問題となる点
は、仮りに本発明法の如きオーステナイト粒の高度の微
細化が可能であっても、かかる焼入性が極めて低下した
状態からマルテンサイト化するためには、ホットランア
ウトテーブルでは極めて強力な冷却設備を必要とするこ
とである。

この設備上の問題から、この種の組織強化による熱延鋼
板の適用可能な化学成分範囲は限定されると云っても過
言ではない。

なお、冷却設備に対する負担を軽減しようとすれば材質
特性が犠牲になることは言うまでもない。

この冷却設備能力は、強度−延性バランスを向上させる
ための初析フェライトの体積率調整を目的とした場合、
それ程太き（なくてもよいが、パーライトあるいはベイ
ナイト変態を十分に阻止しマルテンサイト化率を増加さ
せる目的に対しては、極めて大きいことが要求され、こ
の変態挙動によって強度水準が決定される。

本発明による仕上圧延中からの制御冷却を行うことによ
り上記の如き冷却設備に対する負担が、通常の従来圧延
法に比して極めて軽減される。

この理由は次の如くである。

通常の圧延法においては、仕上圧延をオーステナイト領
域で完了するために行い得る下限の圧延温度には制約が
あり、従って仕上圧延機出側の温度は、本発明法と較べ
ると高くならざるを得ない。

一方、連続冷却中のパーライト変態は比較的低温で生ず
るため、仕上圧延出側温度が高い程、より強力な冷却設
備とするか、もしくは長い冷却ゾーンを要する。

これに対し、本発明による仕上圧延中からの制御冷却を
行えば、仕上圧延機の出側における鋼板温度が十分に低
下しているので、冷却設備に対する負担が少くて済むわ
けである。

次にコイル巻取り温度条件について述べる。

コイル巻取り温度は高温になるほど巻取り後の徐冷中に
パーライトもしくはベイナイト変態が生じる危険が高く
なり、これらが生じた場合本発明の効果が著しく阻害さ
れる。

そこで、これを回避するために、巻取り温度は少なくと
も５５０℃以下の温度範囲を選定しなければならない。

本発明は、上記の如く熱間圧延工程を利用した加工熱処
理的技術であり、極めて広い範囲の化学組成の鋼に適用
可能であるが、経済性およびその用途において要求され
る材質特性、更にかかる熱処理的効果を最適化する観点
から化学成分範囲を本発明の構成要件の第３として次の
如く限定する。

Ｃ： Ｃはマルテンサイト分散相による強化を図る上で少くと
も０．０５％を必要とするが、０．２５％を越えると加
工性ならびに溶接性が悪化するので０．０５〜０．２５
％の範囲に限定した。

Ｍｎ： Ｍｎは加工熱処理効果を有効ならしめる上で少くとも０
．１０％を必要とするが、２．０％を越えると加工性、
溶接性に悪影響を及ぼすので０．１０〜２．０％の範囲
とした。

Ｓｉ ： Ｓｉは適量範囲で含有されれば冷却中にオーステナイト
へのＣの濃縮を早め、良好なマルテンサイト分散相の生
成を助長する作用を有するが、１．０％を超えると加工
熱処理効果が却って阻害されるので、１．０％以下に限
定した。

以上、Ｃ，Ｍｎ、Ｓｉの主要３成分を規制し、残部がＦ
ｅおよび不可避的不純物より成る鋼によって本発明の目
的を達成することができるが、更に本発明の加工熱処理
効果を向上せしめるために、適量のＣｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎ
ｉ 、Ｃｕ、Ｎｂ、Ｖ。

Ｔ ｉ ｓ Ｚ ｒ ＊ Ａ ｌ＊ Ｂを添加してもよ
く、その適正量は次の如くである。

ＣｒｌＭｏ、Ｗ： いずれも加工熱処理効果を向上させる元素であり、適量
の使用は好ましいが、Ｃｒの場合は０．５０係、Ｍｏ１
．０％、Ｗの場合は１．０係を越えると溶接性が劣化す
るほか高価な金属であるので経済的にも不利となるため
、前記含有量をもってその上限とした。

Ｎｉ、Ｃｕ： Ｎ １ｓＣｕは耐候性を付与し、強度の向上に有効な元
素であって、いずれも１．０％以下の範囲で使用すれば
効果があるが、１．０％を越えると加工熱処理効果を阻
害するので、いずれも１．０％以下に限定した。

Ｎｂ 、Ｖ、 ’ｌ’ｉ 、 Ｚｒ ： これらの元素はいずれもオーステナイト粒の未再結晶温
度領域を拡大し、加工熱処理効果の向上に適量の使用は
好ましいが、Ｎｂの場合は０．１０係、■の場合は０．
２０％、Ｔｉ、Ｚｒの場合はいずれも０．５０％を越え
て使用してもその効果は飽和するので、前記含有量をも
ってその上限とした。

Ａｌ： Ａｌは脱酸元素として鋼の内部性状を改善する目的に対
して有用な元素であるが、０．２０％を越えて使用する
と却って非金属介在物を増加するので好ましくなく、０
２０％以下に限定した。

Ｂ： Ｂは微量の添加で加工熱処理効果を向上せしめるのに有
効な元素であるが、０．０１０％を越えるとその効果が
消失するのでｏ、ｏ１ｏ％以下とした。

本発明の実施例を従来鋼および比較鋼と対比して説明す
る。

第１表に示す本発明の要件を満足する化学組成を有する
鋼を、第２表に示す本発明の熱間圧延条件および本発明
の該要件に合致しない条件で熱間圧延し、いずれも３．
２１Ｌ／ｎ厚のホットコイルに製造し、その引張特性を
第３表に示し、添付図面にこれらのホットコイルの強度
と伸びの関係を示した。

なお、参考のために添付図面には、従来の析出強化およ
び固溶強化を利用したフェライト・パーライト鋼の強度
と伸びの関係、更に本発明鋼のホットコイルＡ−１から
採取した試料を９５０℃で１時間加熱して元の組織を十
分に消失した後、再び第４表に示す種々の温度でオース
テナイト化し、次いでフェライトとマルテンサイト、も
しくはフェライトと低温変態相の混合する組織となる冷
却処理、いわゆるマルチノ・フェライト処理を施した参
考材の関係をも併せて図示した。

本発明材と従来のフェライト・パーライト鋼およびマル
チノ・フェライト処理鋼と比較すると次の点が相違する
ことが明らかである。

先づ添付図面において、本発明材の引張強さと全伸びの
関係を参考材のそれと比較すると、本発明材は広い強度
範囲において高い全伸び値を示しており、加工性の優れ
ていることを示している。

その上、本発明材の大きな特徴は高強度側における全伸
び値の低下する割合がマルチノ・フェライト処理材に比
して少いことである。

すなわち、マルチノ・フェライト処理材においては、オ
ーステナイト化温度の低い例えばＭ−１材の場合には、
強度に対する伸び値は、はぼフェライト・パーライト鋼
と同程度であるが、オーステナイト化温度が高くなり高
強度となるに従いＭ−３，Ｍ−４材の如く伸び値が次第
に悪化する傾向を示しており、本発明材との差が更に拡
大する。

かくの如く、本発明材は高強度になっても優れた強度−
伸びバランスを示し従来鋼の参考材では強度の増加と共
に伸びの低下する割合が極めて大きいのは、両者の混合
組織におけるオーステナイト粒の微細化度の差異に基づ
くものである。

実施例 １ 第２表のホットコイルＡ−１、Ａ−２、Ａ−３は第１表
のＡ鋼を使用し、αおよびＲを本発明範囲内でほぼ一定
とし、Ｔ８を変えて圧延したものである。

これらの引張特性は第３表および添付図面から明らかな
如く、ＴｓがＴｓｃより犬である本発明鋼Ａ−１，Ａ−
２では強度−伸びのバランスがフェライト・パーライト
鋼に比して極めて優れているが、Ｔ８がＴ２Ｃより小さ
い比較鋼Ａ−３では強度、伸びとも著しく劣化している
ことを示している。

この理由は、比較鋼Ａ−３ではＴ８が低過ぎたため仕上
圧延終了まで歪誘起変態を阻止することが、実質的に不
可能となったので、加工を受けてフェライトとパーライ
ト組織になったものである。

実施例 ２ 第２表のホットコイルＢ−１、Ｂ−２、Ｂ−３は第１表
のＢ鋼を使用し、Ｔ８およびＲを本発明の限定範囲内で
ほぼ一定とし、冷却速度αを変えて圧延したものである
。

その引張特性の変化する傾向は添附図に示すとおりであ
る。

この場合もαがα。

より犬である本発明によるホットコイルＢ−１，Ｂ−２
では良好な強度−伸びバランスとなるのに対し、αがα
。

より小さい比較鋼のホットコイルＢ−３では強度が高く
なる反面、伸びが著しく劣化する。

この理由は、オーステナイト粒の微細化の不足と、マル
テンサイト体積率が過大となったためである。

なお、本発明鋼のＢ−１とＢ−２とを比較した場合、α
の犬なるＢ−１の方が低強度−高伸び側に移動している
が、これはオーステナイト粒の微細化度の差によるもの
である。

実施例 ３ 第２表のホットコイルＣ−１、Ｃ−２、Ｃ−３は、第１
表のＧ鋼を使用してαおよびＴ８を本発明の限定範囲内
でほぼ一定とし、Ｒを変えて圧延したものである。

Ｒが本発明の限定範囲内のＣ−１、Ｃ−２では添附図に
示すとおり、強度−伸びバランスは参考材のフェライト
・パーライト鋼よりも格段に優れているが、Ｒが１５％
と本発明の限定範囲より低い圧下率の比較鋼ホットコイ
ルＣ−３では、高強度となっているが、伸び値が甚しく
悪化を示している。

これはｃ−３の場合には、仕上圧延機列中での制御冷却
を行ってもＲが低過ぎたため加工熱処理効果が十分に発
揮されなかったことによるものである。

実施例 ４ 本発明鋼のホットコイルＤ−１は第１表に示す如＜Ｍｏ
を添加したＤ鋼、Ｅ−１はＮｂを添加したＥ鋼、Ｆ−１
はＣｒを添加したＦ鋼、Ｇ−１はＮｉを添加したＧ鋼を
それぞれ使用し、本発明による熱延条件で圧延したもの
である。

その結果は。第３表より明らかなとおり、これらの元素
を適量添加した場合には、より高強度が得られるが、添
附図より明らかな如く、この場合も優れた強度−伸びバ
ランスの特徴を保持している。

実施例１〜４より明らかな如く、本発明によって熱延コ
イルのままで強度−伸びバランスが優れ。

従って冷間加工性の優れた高張力薄鋼板を製造すること
ができるが、更に熱延工程に続いて該熱延コイルをＡ。

１変態点以下の温度に焼戻処理するか、もしくは熱延コ
イルをＡ。

１変態点以上１０００°Ｃまでの温度に１〜３０分間再
加熱したる後、急冷処理を施すことによって、前者の場
合は焼戻しマルテンサイト相もしくは焼戻しマルテンサ
イト相とフェライト相との混合組織、後者の場合はマル
テンサイト相もしくはマルテンサイト相とフェライト相
の混合組織とし、更に材質水準を高める方法をとっても
本発明の目的を達成し得る。

その実施例について説明する。実施例 ５ 第２表に掲げたホットコイルＡ−１，Ｂ−１゜Ｃ−１，
Ｄ−１から採取した試料を使用し、５００°Ｃに１時間
加熱して焼戻処理し、また、別に７８０℃に５分間再加
熱した後急冷処理を施した。

比較のため第４表のマルチノ・フェライト処理を行った
Ｍ−２比較鋼についても同一条件で焼戻処理および再加
熱後急冷処理を行い、両者の引張特性を調査した結果を
それぞれ添付図面に示した。

添付図面の強度−延性バランス図より明らかなとおり、
本発明鋼および比較鋼のいずれもＡｃ０変態点以下の温
度における焼戻処理によって伸びが向上し、また再加熱
急冷処理によって引張強度が向上するが、その変化の仕
方は処理前の強度−延性バランスの水準から見るとほと
んど変っていない。

このように再加熱処理によっても前組織の特性がそのま
ま継承される現象は一般によく知られている。

すなわち、本実施例の如く強度−延性バランスを良好な
らしめている最大の理由は、基地であるフェライト相と
硬質第２相である低温変態相の分散状態が極めて良好で
あることに因るものであり、この本発明鋼の特徴は本実
施例の如き熱処理によっても消失しないものである。

実施例５によって明らかな如く、本発明は限定成分鋼を
本発明による熱延条件にて熱延し、コイルに巻取った鋼
板を、更に熱戻し処理を施す場合にも適用され、その焼
戻温度はＡＣ□変態点以下でなければならぬ。

これはＡ。１変態点を越すとオーステナイト相が生成さ
れ本発明の効果を消失するからであり、Ａｃ１変態点以
下の例えば実施例５の如く５００°Ｃに加熱し、マルテ
ンサイト相を焼戻しマルテンサイト相もしくは焼戻しマ
ルテンサイト相とフェライト相との混合組織としても本
発明の目的は達成される。

また、前記熱延鋼板をＡ ｃ１変態点から１０００℃ま
での温度範囲に１〜３０分再加分径加熱後急冷処理工程
をとっても本発明の目的が達成される１この場合、再加
熱温度をＡ。

、〜１ｏｏｏ’ｃの温度範囲に限定したのは、Ａｃ１変
態点より低い加熱にてはオーステナイト相が生じないた
め硬質相となる低温変態相が得られず、強度が著しく低
下し、また１０００℃を越す高温加熱の場合には、オー
ステナイト粒が急速に粗大化し、本発明の目的である良
好な伸び特性が得られないからである１また加熱時間を
１〜３０分と限定したのは、１分よりも短い場合にはオ
ーステナイト化が不十分で強度の低下を来たし、３０分
よりも長くなるとオーステナイト粒の粗大化を来たし良
好な伸び特性が得られないことによるものである。

かくの如（Ａｃ１変態点以上１０００℃までの温度範囲
に再加熱した後急冷処理を施した鋼板を、更にＡｃ１変
態点以下の温度で焼戻し処理を行って焼戻しマルテンサ
イト相もしくは焼戻しマルテンサイト相とフェライト相
の混合組織としても本発明の目的を達成することができ
る。

本発明は、限定成分鋼を厳密な加工熱処理的方法によっ
て熱延した後コイルに巻取り、更にこれに焼戻処理もし
くは再加熱後急冷処理を施すことによって次の如く大な
る効果を確保することができた。

（イ）従来の固溶強化鋼および析出強化鋼に比して強度
−延性バランスの良好な薄鋼板をなんらの熱処理等を行
わす熱延のままで製造することができる。

（ロ）素材の成分設計を適当にすれば、冷間加工性の良
、好な高張力薄鋼板を極めて広い強度範囲まで製造する
ことができるばかりでなく、強化元素含有量が少くてす
むので、溶接性に対する問題が軽減され、製造コストも
低減できる。

（ハ）本発明による薄鋼板は（イ）に記載の如く熱延の
ままで優れた材質を確保できるが、該熱延コイルを更に
焼戻処理をするか、または再加熱後急冷処理をすること
により一層その特性を向上させることができる。

なお、本発明の応用として、素材の組成によって焼入性
が低く、熱延のままでマルテンサイト化が達成し得ない
ような材料を、連続焼鈍法等で複合組織化する場合に、
前組織調整の目的で、本発明の熱間圧延技術による組織
の微細化法を適用すると有効である。

この場合は、必ずしもマルテンサイト相を生成する必要
がなく、本発明におけるマルテンサイト相に対応する組
織がパーライト相、もしくはベイナイト相であってもよ
い。

【図面の簡単な説明】

添附図面は本発明鋼および比較鋼の引張強さと全伸びの
関係の実施例を示す相関図である。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １ 重量比にてｃ ： ０．０５〜０．２５％、Ｍｎ：
   ０．１〜２．０％、ｓｉ：ｉ、ｏ受収下を含有し残部が
   Ｆｅおよび不可避不純物より成る薄鋼板の熱間圧延方法
   において、仕上圧延機列中にある前記薄鋼板の温度が下
   記（１）式で示される温度以上の時点から仕上圧延終了
   時までを下記２）式で示される平均冷却速度以上でかつ
   １５０℃／Ｓ以下の範囲どなるように制御冷却しながら
   この間の合計圧下率が２０〜９０％となるように圧延す
   る工程と、前記仕上圧延終了後直ちに前記薄鋼板を急冷
   してマルテンサイト相を生成させる工程と、前記急冷処
   理後５５０°Ｃ以下の温度範囲でコイルに巻取る工程と
   、を有して成ることを特徴とする冷間加工性の優れた高
   張力薄鋼板の製造方法。 Ｔｓｃ（Ｃ）−一２０４〔％Ｃ，］ −１４Ｃ％Ｍｎ、
   １＋５８〔係Ｓｉ〕−２３〔％Ｎ ｉ 、１十２４〔％
   Ｃｒ、ｌ＋２２（％Ｍｏ、］ −１４〔％Ｃｕ） ＋ （０，８−［Ｉ％Ｃ］）−（−
   ７５（％Ｓｉ〕＋４７（％Ｓｉ〕 −３０〔％Ｃｒ、］＋２０［％Ｍ ｏ 、１−ｓ、ｓ［
   ％Ｃｒ］）＋（Ｒ（％）〕 ＋８６０ ・・・・・・・・・・・・・・・（１）αｃ
   （’Ｃ／ｓｅｃ ） ＝ １２．３ （％Ｃ，ｌ−８．
   ８Ｃ％Ｍｎ、１十１３．２〔％ｓｉ、ｌ −４，７ 〔％Ｎ ｉ） −１９，５［Ｉ％Ｃｒ、１＋２５ ｅ
   Ｘｐ （−２，５［Ｉ％Ｍｏ、Ｉ）−６，６［Ｉ％Ｃｕ
   、ｌ ＋０．７ ［Ｒ（％）］−２０・・・・・・・・
   ・・・・・・・（２）（１）、（２）式において、Ｔｓ
   ｃ：前記薄鋼板の制御冷却開始温度の臨界値 αＣ：平均冷却速度の臨界値 Ｒ：制御冷却時の合計圧下 率 ２ 重量比にてＣ： ０．０５〜０．２５％、Ｍｎ二０
   ．１〜２．０％、Ｓ ｉ ： １．０係以下を含み、更
   に０．５０％以下のＣｒ、１．０％以下のＭｏ、１．０
   係以下のＮｉ、１．０％以下のＣｕ、１．０％以下のＷ
   、０．１０％以下のＮｂ、０．２０％以下のＶ、０．５
   ０係以下のＴｉ１０．５０％以下のＺｒ、０．０１０％
   以下のＢ、０．２０％以下のＡＡのうち１種もしくは２
   種以上を合計１．０％以下の限度で含有し、残部がＦｅ
   および不可避不純物より成る薄鋼板の熱間圧延方法にお
   いて、仕上圧延列中にある前記薄鋼板の温度が下記（１
   ）式で示される温度以上の時点から仕上圧延終了時まで
   を下記（２′）式で示される平均冷却速度以上でかつ１
   ５０°Ｃ／Ｓ以下の範囲となるように制御冷却しながら
   この間の合計圧下率が２０〜９０％となるように圧延す
   る工程と、前記仕上圧延終了後直ちに前記薄鋼板を急冷
   してマルテンサイト相を生成させる工程と、前記急冷処
   理後５５０℃以下の温度範囲でコイルに巻取る工程と、
   を有して成ることを特徴とする冷間加工性の優れた高張
   力薄鋼板の製造方法。 Ｔ ｓ ｃ（Ｃ）＝ ２０４ （％Ｃ，ｌ −１４（％
   Ｍｎ、！＋５８〔チＳｉ、ｌ−２３（饅Ｎｉ） ＋２４〔％Ｃｒ）＋２２１：％Ｍ Ｏ） −１４〔％Ｃｕ、ｌ ＋（０，８−（％Ｃ，１）−（−
   ７５（％Ｍｎ、］ ＋４７ 〔％Ｓｉ、１−３０ （％
   Ｃｒ、ｌ ＋２０ （ＪＭｏ）−８，８Ｃ％Ｃｕ、ｌ）
   ＋（Ｒ（％）〕 ＋８６０ ・・・・・・・・・・・・・・・（１）αｃ
   （’Ｃ／ｓｅｅ ） ＝ １２．３ （％リー８．８〔
   ％Ｍｎ）＋１３．２［Ｉ％Ｓｉｌ＋４．７ 〔％Ｎ ｉ） −１９，５Ｃ％Ｃｒｌ ＋２５ ｅ ｘ ｐ （−２，５Ｃ％Ｍｏ、Ｉ）−６，
   ６〔％Ｃｕ、ｌ ＋０．７ （Ｒ（％））−２０・・・
   ・・・・・・・・・・・・（２）（１）、（２）式にお
   いて、Ｔｓｃ ：前記薄鋼の制御冷却開始温度の臨界値 αＣ：平均冷却速度の臨界値 Ｒ：制御冷却時の合計圧下 率 ３ 重量比にてＣ： ０．０５〜０．２５％、Ｍｎ：０
   ．１〜２．０％、Ｓ ｉ ： １．０％以下を含有し残
   部がＦｅおよび不可避不純物より成る薄鋼板の熱間圧延
   方法において、仕上圧延機列中にある前記薄鋼板の温度
   が下記（１）式で示される温度以上の時点から仕上圧延
   終了時までを下記（２）式で示される平均冷却速度以上
   でかつ１５０℃／Ｓ以下の範囲となるように制御冷却し
   ながらこの間の合計圧下率が２０〜９０％となるように
   圧延する工程と、前記仕上圧延終了後直ちに前記薄鋼板
   を急冷してマルテンサイト相な生成させる工程と、前記
   急冷処理後５５０℃以下の温度範囲でコイルに巻取る工
   程と、前記コイルに巻取った熱延薄鋼板をＡｅｌ変態点
   以上１０００’Ｃまでの温度に１〜３０分再カリ熱する
   工程と、前記再加熱した薄鋼板を急冷処理してマルテン
   サイト相もしくはマルテンサイト相とフェライト相との
   混合組織にする工程と、を有して成ることを特徴とする
   冷間加工性の優れた高張力薄鋼板の製造方法。 Ｔ ｓ ｃ（Ｃ）−−２０４（％Ｃ）−１４Ｃ％Ｍｎ）
   ＋５８〔％Ｓｉ、ｌ−２３（％Ｎｉ〕 ＋２４〔％Ｃｒ、］＋２２［％Ｍｏ］ −１４〔％Ｃｕ、ｌ ＋ （０，８−Ｃ％Ｃ））−（−
   ７５［％Ｍｎ、ｌ ＋４７ Ｃ％Ｓｉ、１−３０ （％
   Ｃｒ） ＋２０ 〔％Ｍｏ１−ｓ、ｓｌ：％Ｃｕ、ｌ）
   ＋（Ｒ（係）〕＋８６０ ・・・・・・・・・・・・・
   ・・（１）αｃ（’Ｃ／ｓｅｅ ） ＝ １２．３ Ｃ
   ％Ｃ） −８，８［％Ｍｎｌ］＋１３．２〔％Ｓｉ）
   −４，７ 〔％Ｎｉ〕−１９，５（％Ｃｒ、１ ＋２５ｅ Ｘ ｐ （−２，５［％Ｍｏ］ ）６．６
   （％Ｃｕ、ｌ ＋０．７ ［Ｒ（％］−２０・・・・・
   ・・・・・・・・・・（２）（１）、（２）式において
   、Ｔｓｃ：前記薄鋼板の制御冷却開始温度の臨界値 αＣ：平均冷却速度の臨界値 Ｒ：制御冷却時の合計圧下 率 ４ 重量比にてＣ： ０．０５〜０．２５％、Ｍｎ：０
   ．１〜２．０％、Ｓｉ：１．０％以下を含み、更に０．
   ５０％以下のＣｒ１１．０％以下のＭｏ、１．０％以下
   のＮｉ、１．０％以下のＣｕ、１．０％以下のＷＯ，１
   ０％以下ｃ７）Ｎ ｂ、０．２０％以下のｖ、０．５０
   係以下のＴｉ、０．５０％以下のＺ ｒ、 ０．０１０
   ％以下のＢ、０．２０％以下のＡｌのうち１種もしくは
   ２種以上を合計１．０係以下の限度で含有し、残部がＦ
   ｅおよび不可避不純物より成る薄鋼板の熱間圧延方法に
   おいて、仕上圧延機列中にある前記薄鋼板の温度が下記
   （１）式で示される温度以上の時点から仕上圧延終了時
   までを下記（２）式で示される平均冷却速度以上でかつ
   １５０°Ｃ／Ｓ以下の範囲となるように制御冷却しなが
   らこの間の合計圧下率が２０〜９０％となるように圧延
   する工程と、前記仕上圧延終了後直ちに前記薄鋼板を急
   冷してマルテンサイト相を生成させる工程と、前記急冷
   処理後５５０℃以下の温度範囲でコイルに巻取る工程と
   、前記コイルに巻取った熱延薄鋼板をＡＣ□変態点以上
   １０００℃までの温度に１〜３０分再加熱する工程と、
   前記再加熱した薄鋼板を急冷処理してマルテンサイト相
   もしくはマルテンサイト相とフェライト相との混合組織
   にする工程と、を有して成ることを特徴とする冷間加工
   性の優れた高張力薄鋼板の製造方法。 Ｔ ｓ ｃ（’Ｃ）−−２０４（％Ｃ）−＋４１：％Ｍ
   ｎ〕＋５８〔％Ｓｉ、ｌ−２３（％Ｎｉ、１ ＋２４ Ｃ％ｃｒ） ＋２２ Ｃ％Ｍｏ）−１４（％Ｃ
   ｕ） ＋（０，８−［Ｉ％Ｃ，ＩＬ（−７５［％Ｍｎ、
   ｌ ＋４７ ［％Ｓｉ、１−３０ （％Ｃｒ） ＋２０
   Ｃ％Ｍ Ｏ］−８，８〔％Ｃｕ：Ｉ）＋（Ｒ（饅）〕 ＋８６０ ・・・・・・・・・・・・・・・（１）ａｃ
   （’Ｃ／ｓｅｅ ） ＝ １２．３ （％Ｃ〕−８，８
   （％Ｍｎ）＋１３．２（％Ｓｉ） −４，７ 〔％Ｎ ｉ） −１９，５Ｃ％Ｃｒ、１ ＋２５ ｅ Ｘ ｐ （、−２，５Ｃ％ＭＯ〕）−６，
   ６（％Ｃｕ、］ ＋０．７ （Ｒ（％、１１−２０ ・
   ・・・・・・・・・・・・・・（２）（１）、（２）式
   において、Ｔｓｃ：前記薄鋼板の制御冷却開始温度の臨
   界値 αＣ：平均冷却速度の臨界値 Ｒ：制御冷却時の合計圧下 率 ５ 重量比にてＣ： ０．０５〜０．２５％、Ｍｎ二０
   ．１〜２．０％、Ｓ ｉ 二１．０％以下を含有し残部
   がＦｅおよび不可避不純物より成る薄鋼板の熱間圧延方
   法において、仕上圧延機列中にある前記薄鋼板の温度が
   下記（１）式で示される温度以上の時点から仕上圧延終
   了時までを下記（２）式で示される平均冷却速度以上で
   かつ１５０℃／Ｓ以下の範囲となるように制御冷却しな
   がらこの間の合計圧下率が２０〜９０係となるように圧
   延する工程と、前記仕上圧延終了後直ちに前記薄鋼板を
   急冷してマルテンサイト相を生成させる工程と、前記急
   冷処理後５５０°Ｃ以下の温度範囲でコイルに巻取る工
   程と、前記コイルに巻取った熱延薄鋼板をＡｃ１変態点
   以下の温度にて焼戻し処理して焼戻しマルテンサイト相
   もしくは焼戻しマルテンサイト相とフェライト相との混
   合組織とする工程と、を有して成ることを特徴とする加
   工性の優れた高張力薄鋼板の製造方法。 Ｔ ｓ ｃ（’Ｃ）＝−２０４（％Ｃ’）−１４Ｃ
   ％Ｍｎ〕＋５８〔％５ｉ）−２３１：％Ｎｉ、１ 十２４〔％Ｃｒ：］＋２２［％ＭＯ〕 −１４〔％Ｃｕｔ ＋（０，８−Ｃ％Ｃ〕）（−７５Ｃ
   ％Ｍｎ） ＋４７ 〔％Ｓｉ〕−３０〔％Ｃｒ、ｌ＋２
   ０ｃ％Ｍ Ｏ） −８，８〔％Ｃｕ））＋（Ｒ（％）〕 ＋８６０ ・・・・・・・・・・・・・・・（１）ａｃ
   （’Ｃ／５ｅｅ）＝ １ ２．３ ［％Ｃ］ −
   ｓ、ｓ ［％Ｍｎ二十ｌ３．２〔％Ｓｉ） −４，
   ７ 〔％Ｎ ｉ） −１９，５［％Ｃｒ〕 ＋２５ｅ ｘ ｐ （−２，５（％Ｍｏ、ｌ ）−６，
   ６（％ｃ ｕ） ＋ ０．７ （Ｒ（％））−２０・・
   ・・・・・・・・・・・・・（２）（１）、（２）式に
   おいて、Ｔｓｃ二前記薄鋼板の制御冷却開始温度の臨界
   値 αＣ：平均冷却速度の臨界値 Ｒ：制御冷却時の合計圧下 率 ６ 重量比にてＣ二０．０５〜０．２５％、Ｍｎ：０．
   １〜２．０％、Ｓ ｉ ： １．０係以下を含み、更に
   ０．５０％以下のＣｒ、ｔ、ｏ％以下のＭｏ、１．０％
   以下のＮｉ、１．０％以下のＣｕ、１．０％以下のＷｌ
   ｏ、１０％以下（７）Ｎｂ、０．２０％以”１ｎ）Ｖｌ
   ｏ、５０係以下のＴｉ、０．５０％以下のＺｒ、０．０
   １０％以下のＢ、０．２０％以下のＡｌのうち１種もし
   くは２種以上を合計１．０係以下の限度で含有し、残部
   がＦｅおよび不可避不純物より成る薄鋼板の熱間圧延方
   法において、仕上圧延機列中にある前記薄鋼板の温度が
   下記（１）式で示される温度以上の時点から仕上圧延終
   了時までを下８α２）式で示される平均冷却速度以上で
   かつ１５０℃／Ｓ以下の範囲となるように制御冷却しな
   がらこの間の合計圧下率が２０〜９０％となるように圧
   延する工程と、前記仕上圧延終了後直ちに前記薄鋼板を
   急冷してマルテンサイト相な生成させる工程と、前記急
   冷処理後５５０″Ｃ以下の温度範囲でコイルに巻取る工
   程と、前記巻取った熱延薄鋼板をＡｃ１変態点以下の温
   度にて焼戻し処理して焼戻しマルテンサイト相もしくは
   焼戻しマルテンサイト相とフェライト相との混合組織と
   する工程と、を有して成ることを特徴とする加工性の優
   れた高張力薄鋼板の製造方法。 Ｔ ｓ ｃ（’Ｃ）−−２０４（％Ｃ）−１４Ｃ％Ｍｎ
   ）＋５８〔チ５ｉ）−２３Ｃ％Ｎｉ） ＋２４［％Ｃｒ］＋２２（％Ｍｏ、１ −１４［％Ｃｕ］ ＋（０，８［％Ｃ，］ Ｌ（−７５
   （％Ｍｎ） ＋４．７ Ｃ％Ｓｉ、１−３０ ［％Ｃｒ
   ：］ ＋２０ （％Ｍｏ）ｒ −ｓ、ｓ（％
   Ｃｕ、ｌ ）＋〔Ｒ（％）Ｉｌ＋８６０・・・・・・・
   ・・・・・・・・・・・（１）ａｃ（”Ｃ／５ｅｅ）
   ＝ １２．３ Ｃ％Ｃ） −８，８（％Ｍｎ）＋１３．
   ２Ｃ％Ｓｉ） −４，７ （％Ｎ ｉ、ｌ −１９，５（％Ｃｒ） ＋２５ ｅ ｘ ｐ （−２，５Ｃ％Ｍｏ、））−６，
   ６［Ｉ％Ｃｕ、ｌ ＋０．７ （Ｒ懺−２０・・・・・
   ・・・・・・・・・・（２）（１）、（２）式において
   、Ｔｓｃ：前記薄鋼板の制御冷却開始温度の臨界値 αＣ：平均冷却速度の臨界値 Ｒ：制御冷却時の合計圧下 率