(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．３３％以上０．４０％以下、Ｎｉ：２．０％以上５．０％以下、Ｍｎ：０．０１％以上０．５％未満、Ｂ：０．０００１％以上０.０１％以下、Ａｌ：０．０１％以上３％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｎ：０．０１％以下を含有し、さらに下記式（１）を満足する範囲でＴｉを含有し、さらにＣｒ：０．５％以下、Ｓｉ：０．５％以下、Ｃｕ：１％以下、Ｖ：１％以下、Ｎｂ：１％以下、Ｍｏ：１％以下およびＣｏ：３％以下からなる群から選択された１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有し、旧オーステナイト平均粒径が５μｍ以上であるマルテンサイトからなる鋼組織を有し、引張強さが２．０ＧＰａ以上、全伸びが５％以上である機械特性を有することを特徴とする鋼材。
３．４２Ｎ＋０．００１≦Ｔｉ≦３．４２Ｎ＋０．５      （１）
ここで、ＮおよびＴｉは化学組成におけるＮおよびＴｉの含有量（単位：質量％）をそれぞれ示す。
【請求項２】
請求項１に記載の化学組成を有する鋼材をＡｃ３点以上の温度域に５分間以上保持した後に上部臨界冷却速度以上の冷却速度でＭｆ点まで冷却する焼入処理を施すことを特徴とする鋼材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車のボデー構造部品、足回り部品等を始めとする機械構造部品等に使用される、靭性および延性に優れる鋼材およびその製造方法ならびにその鋼材の素材として好適な焼入処理用鋼板に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、自動車の軽量化のため、鋼材の高強度化を図り、使用重量を減ずる努力が進められている。自動車に広く使用される鋼板においては、鋼板強度の増加に伴って、プレス成形性が低下し、複雑な形状を製造することが困難になってきている。具体的には、延性が低下して加工度が高い部位で破断が生じる、スプリングバックや壁反りが大きくなり寸法精度が劣化する、といった問題が発生する。したがって、高強度、特に７８０ＭＰａ級以上の引張強さ（以下、単に「ＴＳ」とも表記する。）を有する鋼板を用いて、プレス成形により部品を製造することは容易ではない。
【０００３】
一方、特許文献１に開示されているように、加熱した鋼板をプレス成形する熱間プレスと呼ばれる方法では、鋼板が高温で軟質かつ高延性となっている状態でプレス成形を施すため、複雑な形状を高い寸法精度で成形することが可能である。さらに、鋼板をオーステナイト域に加熱しておき、金型内で急冷（焼入れ）することにより、マルテンサイト変態による鋼材の高強度化が同時に達成できる。
【０００４】
また、特許文献２には、室温で予め所定の形状に成形後、オーステナイト域に加熱し、金型内で急冷することによって、鋼板の成形性を確保するとともに成形後の鋼材を高強度化する予プレスクエンチ法が開示されている。
【０００５】
このような熱間プレス法や予プレスクエンチ法は、成形時における鋼板の成形性と成形後の鋼材の高強度化とを同時に確保できる優れた成形方法である。
ところで、このようにして得られた鋼材の鋼組織は、一般に靭性に乏しいとされているマルテンサイト単相系組織である。
【０００６】
そこで、特許文献３には、熱間プレス時の冷却速度を制御することにより鋼材の靭性改善を図ることが、特許文献４には、主に旧オーステナイト粒径を小さくすることで鋼材の靭性改善を図ることが提案されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】英国特許公報１４９０５３５号
【特許文献２】特開平１０−９６０３１号公報
【特許文献３】特開２００４−３５３０２６号公報
【特許文献４】特開２００６−１５２４２７号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
本発明は、近年のさらなる高強度化のニーズに応えるべく、２．０ＧＰａ以上という極めて高い引張強さを有し、さらに、良好な靭性と延性とを有する鋼材およびその製造方法を提供すること、ならびにその鋼材の素材として好適な焼入処理用鋼板を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
本発明者は、２．０ＧＰａ以上の極めて高い引張強さを有しながら良好な靭性と延性とを有する鋼材を得るべく、以下のように鋭意検討を行った。
すなわち、Ｍｎは、鋼の焼入性を高め、かつ焼入後の鋼材の強度を安定して確保することに特に有効な元素であることから、焼入後強度が１．５ＧＰａ程度である熱間プレス等の焼入処理用鋼板の主要成分として従来多用されてきた。
【００１０】
しかし、焼入後強度が２．０ＧＰａ以上にもなると、Ｍｎ自身の偏析に起因する靭性の劣化が顕在化するとともに、粒界脆化の原因となるＰなどの粒界偏析を助長するＭｎの作用による靭性の劣化も顕在化し、両者が相俟って著しい靭性の劣化をもたらす場合があることが判明した。
【００１１】
したがって、焼入後強度を２．０ＧＰａ以上とする場合には、良好な靭性を確保するために、焼入後強度を１．５ＧＰａ程度とする従来技術に比して、Ｍｎ含有量の上限を厳格に制限する必要がある。
【００１２】
そこで、Ｍｎ含有量の上限を厳格に制限したうえで、焼入後強度を２．０ＧＰａ以上とし、さらに良好な靭性を具備させる方法について検討を行った。
その結果、Ｍｎと同様の効果を有し、さらに、劈開破壊強度を高めることにより靭性を大きく向上させる効果を有するＮｉを含有させるとともに、同じくＭｎと同様の効果を有し、さらに、粒界に偏析して粒界強度を高めることにより靭性を大きく改善する効果を有するＢを含有させることにより、焼入後強度を２．０ＧＰａ以上とし、さらに良好な靭性を具備させることを着想した。
【００１３】
しかし、上記思想に基づいて熱間プレス鋼材を実際に試作して靭性を確認したところ、上記Ｂの効果が得られる場合と得られない場合とがあることが判明した。
そこでさらに検討を進めたところ、粒界偏析を助長するＭｎの作用はＢの粒界偏析にも影響を及ぼし、Ｍｎ含有量の上限を厳格に制限した場合には、Ｂが偏析する粒界面積の大小が鋼材の靭性に大きな影響を及ぼすことが判明した。
【００１４】
すなわち、一般に靭性を向上させるには旧オーステナイト粒径が小さいほど好ましいとされているのであるが、旧オーステナイト粒径が小さいほどＢが偏析する粒界面積が増加してしまうため、Ｍｎ含有量の上限を厳格に制限した場合には、粒界面積に比して粒界偏析するＢの量が不足する場合が生じる可能性があり、そのような場合に上記Ｂの効果が十分に得られなくなることが判明したのである。
【００１５】
したがって、本発明のようにＭｎ含有量の上限を厳格に制限した場合には、従来技術における靭性向上の思想に倣って旧オーステナイト粒径を単に小さくすることを指向することは不適切であり、適度な旧オーステナイト粒径とすることが必要である。そして、このようにすることによって、良好な延性をも具備させることができるのである。
【００１６】
本発明は、上記新知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。
【００１７】
（１）質量％で、Ｃ：０．３３％以上０．４０％以下、Ｎｉ：２．０％以上５．０％以下、Ｍｎ：０．０１％以上０．５％未満、Ｂ：０．０００１％以上０.０１％以下、Ａｌ：０．０１％以上３％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｎ：０．０１％以下を含有し、さらに下記式（１）を満足する範囲でＴｉを含有し、さらにＣｒ：０．５％以下、Ｓｉ：０．５％以下、Ｃｕ：１％以下、Ｖ：１％以下、Ｎｂ：１％以下、Ｍｏ：１％以下およびＣｏ：３％以下からなる群から選択された１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有し、旧オーステナイト平均粒径が５μｍ以上であるマルテンサイトからなる鋼組織を有し、引張強さが２．０ＧＰａ以上、全伸びが５％以上である機械特性を有することを特徴とする鋼材。
３．４２Ｎ＋０．００１≦Ｔｉ≦３．４２Ｎ＋０．５      （１）
ここで、ＮおよびＴｉは化学組成におけるＮおよびＴｉの含有量（単位：質量％）をそれぞれ示す。
【００１８】
（２）上記（１）に記載の化学組成を有する鋼材をＡｃ３点以上の温度域に５分間以上保持した後に上部臨界冷却速度以上の冷却速度でＭｆ点まで冷却する焼入処理を施すことを特徴とする鋼材の製造方法。
【発明の効果】
【００２０】
本発明によれば、２．０ＧＰａ以上の引張強さを有し、さらに、良好な靭性と延性とを有する鋼材が提供される。また、その鋼材を安定的に製造する方法、およびその鋼材の素材として好適な焼入処理用鋼板も提供される。
【図面の簡単な説明】
【００２１】
【図１】Ａｃ３点および上部臨界冷却速度を測定するための試験片の形状の説明図である。
【発明を実施するための形態】
【００２２】
以下、本発明に係る鋼材およびその製造方法ならびに焼入処理用鋼板について説明する。以下の説明において、化学組成を規定する「％」は特にことわりがない限り「質量％」である。
【００２３】
１．鋼材および焼入処理用鋼板の化学組成
（１）Ｃ：０．３３％以上０．４０％以下
Ｃは、鋼の焼入性を高め、かつ焼入後の鋼材の強度を主に決定する重要な元素である。Ｃ含有量が０．３３％未満では焼入後の鋼材の強度で２．０ＧＰａ以上のＴＳを確保することが困難である。したがって、Ｃ含有量は０．３３％以上とする。一方、Ｃ含有量が０．４０％を超えると、焼入後の鋼材の強度が高くなりすぎて、靱性の劣化が著しくなる場合がある。したがって、Ｃ含有量は０．４０％以下とする。好ましくは０．３８％以下である。
【００２４】
（２）Ｎｉ：２．０％以上５．０％以下
Ｎｉは、鋼の焼入性を高め、かつ焼入後の鋼材の強度を安定して確保することに特に有効な元素である。さらに、劈開破壊強度を高めることにより鋼材の靭性を大きく向上させる重要な元素でもある。Ｎｉ含有量が２．０％未満では上記効果を得ることが困難である。したがって、Ｎｉ含有量は２．０％以上とする。好ましくは３．０％以上である。一方、Ｎｉ含有量を５．０％超としても、上記効果は飽和してコスト的に不利となる。したがって、Ｎｉ含有量は５．０％以下とする。好ましくは４．０％以下である。
【００２５】
（３）Ｍｎ：０．０１％以上０．５％未満
Ｍｎは、鋼の焼入性を高め、かつ焼入後の鋼材の強度を安定して確保することに特に有効な元素である。Ｍｎ含有量が０．０１％未満では上記効果を得ることが困難である。したがって、Ｍｎ含有量は０．０１％以上とする。好ましくは０．１％以上である。一方、Ｍｎ含有量が０．５％以上では、焼入後の鋼材の強度で２．０ＧＰａ以上のＴＳとした場合に、Ｍｎ自身の偏析に起因する靭性の劣化が顕在化するとともに、粒界脆化の原因となるＰなどの粒界偏析を助長するＭｎの作用による靭性の劣化も顕在化し、両者が相俟って著しい靭性の劣化をもたらす場合がある。したがって、Ｍｎ含有量は０．５％未満とする。好ましくは０．２％以下である。
【００２６】
（４）Ｂ：０．０００１％以上０．０１％以下
Ｂは、鋼の焼入性を高め、かつ焼入後の鋼材の強度を安定して確保することに特に有効な元素である。さらに、粒界に偏析して粒界強度を高めるとともに、焼入に際しての加熱工程におけるオーステナイトの過剰な粒成長を抑制することにより、焼入後の鋼材の靭性を大きく向上させる重要な元素でもある。Ｂ含有量が０．０００１%未満では上記効果を得ることが困難である。したがって、Ｂ含有量は０．０００１％以上とする。好ましくは０．００１０％以上である。一方、Ｂ含有量が０．０１％を超えると、上記効果は飽和してコスト的に不利となる。したがって、Ｂ含有量は０．０１％以下とする。好ましくは０．００３０％以下である。
【００２７】
（５）Ｔｉ：３．４２Ｎ＋０．００１≦Ｔｉ≦３．４２Ｎ＋０．５を満足する範囲
Ｔｉは、Ｂに優先して鋼中のＮと結合することにより、ＢがＢＮとなって浪費されることを抑制し、Ｂによる上記効果を向上させる効果を有する。Ｔｉ含有量が（３．４２Ｎ＋０．００１）％未満（なお、３．４２Ｎにおける「Ｎ」はＮ含有量（単位：質量％）を意味する。以下同じ）では、上記効果を得ることが困難である。したがってＴｉ含有量は（３．４２Ｎ＋０．００１）％以上とする。好ましくは（３．４２Ｎ＋０．０２）％以上である。一方、Ｔｉ含有量が（３．４２Ｎ＋０．５）％を超えると、Ｔｉ系析出物が鋼中に多量に生成してしまい、焼入処理用鋼板および焼入後の鋼材の靭性の劣化が著しくなる場合がある。したがって、Ｔｉ含有量は（３．４２Ｎ＋０．５）％以下とする。好ましくは（３．４２Ｎ＋０．０８）％以下である。
【００２８】
（６）Ａｌ：０．０１％以上３％以下
Ａｌは、鋼の焼入性を高め、かつ焼入後の鋼材の強度を安定して確保することに効果のある元素である。さらに、鋼のＭｓ点を上昇させることにより、焼入における自動焼戻しを助長して、焼入後の鋼材の靭性を向上させる効果を有する。Ａｌ含有量が、０．０１％未満では上記効果を得ることが困難である。したがって、Ａｌ含有量は０．０１％以上とする。好ましくは０．０３％以上である。一方、Ａｌ含有量が３％を超えると、上記効果は飽和してコスト的に不利となる。したがって、Ａｌ含有量は３％以下とする。好ましくは１％以下である。
【００２９】
（７）Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｎ：０．０１％以下
Ｐ、ＳおよびＮは、一般に不純物として含有される元素であるが、鋼の焼入性を高め、かつ焼入後の鋼材の強度を安定して確保することに効果のある元素でもある。したがって、積極的に含有させてもよい。しかし、各元素の含有量がそれぞれ上記上限を超えると、鋼材の靭性が著しく劣化する場合がある。したがって、Ｐ、ＳおよびＮの含有量は上記範囲とする。なお、上記効果をより確実に得るには、Ｐ含有量は０．００２％以上とすることが好ましく、Ｓ含有量は０．００２％以上とすることが好ましく、Ｎ含有量は０．００２％以上とすることが好ましい。
【００３０】
（８）Ｃｒ：０．５％以下、Ｓｉ：０．５％以下、Ｃｕ：１％以下、Ｖ：１％以下、Ｎｂ：１％以下、Ｍｏ：１％以下およびＣｏ：３％以下からなる群から選択された１種または２種以上
これらの元素は、鋼の焼入性を高め、かつ焼入後の鋼材の強度を安定して確保することに効果のある元素である。さらに、Ｃｏは、鋼のＭｓ点を上昇させることにより、焼入における自動焼戻しを助長して、焼入後の鋼材の靭性を向上させる効果を有する。したがって、これらの元素の１種または２種以上を含有させる。しかし、各元素の含有量がそれぞれ上記上限を超えると、上記効果は飽和してコスト的に不利となる。したがって、これらの元素の含有量は上記範囲とする。なお、上記効果をより確実に得るには、Ｃｒ含有量は０．００５％以上とすることが好ましく、Ｓｉ含有量は０．００５％以上とすることが好ましく、Ｃｕ含有量は０．００１以上とすることが好ましく、Ｖ含有量は０．００１以上とすることが好ましく、Ｎｂ含有量は０．００１以上とすることが好ましく、Ｍｏ含有量は０．００１以上とすることが好ましく、Ｃｏ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。Ｃｏ含有量は１％以上とすることがさらに好ましい。
【００３１】
２．鋼材の鋼組織
鋼材の鋼組織は、旧オーステナイト平均粒径が５μｍ以上であるマルテンサイトからなるものとする。
【００３２】
鋼組織がマルテンサイト以外の相や組織を含有すると、２．０ＧＰａ以上の引張強さを確保することが困難となったり、靭性の劣化が著しくなったりする場合がある。したがって、不可避的に混入する他の相や組織を除いて、鋼組織はマルテンサイトからなるものとする。不可避的に混入する他の相や組織としては、未変態のまま残存する残留オーステナイトや自動焼戻しで析出する炭化物が挙げられる。これらの体積率の合計が５％以下であれば実害がない。なお、本発明における「マルテンサイト」には自動焼戻しマルテンサイトが含まれる。
【００３３】
旧オーステナイト粒径については、一般に旧オーステナイト粒径が細粒であるほど鋼材の靭性が向上するとされているので、鋼材の靭性を向上させる方法として旧オーステナイト粒径を細粒化することが指向される。
【００３４】
しかしながら、旧オーステナイト粒径が小さいほどＢが偏析する粒界面積が増加してしまうため、本発明のようにＭｎ含有量の上限を厳格に制限した場合には、粒界面積に比して粒界偏析するＢの量が不足する場合が生じる可能性があり、そのような場合に、粒界に偏析して粒界強度を高めることにより靭性を向上させるというＢの効果が十分に得られなくなる。さらに、鋼材の延性の低下が著しくなる場合がある。このため、旧オーステナイト粒径の細粒化を単に指向することは不適切であり、適度な粒径が必要となる。
【００３５】
したがって、２．０ＧＰａ以上の引張強さを有しながら良好な靭性と延性とを有する鋼材を得るために、本発明においては、旧オーステナイト平均粒径が５μｍ以上であるマルテンサイトからなる鋼組織とする。旧オーステナイト平均粒径は１０μｍ以上であることが好ましい。旧オーステナイト平均粒径の上限は特に規定しないが、旧オーステナイト粒径が過度に粗粒になると、旧オーステナイト粒径の粗粒化による靭性劣化の影響が著しくなって、靭性の確保が困難となる場合がある。したがって、旧オーステナイト平均粒径は２０μｍ以下とすることが好ましい。
【００３６】
３．鋼材の機械特性
鋼材の機械特性は、引張強さが２．０ＧＰａ以上で、全伸びが５％以上であるものとする。
【００３７】
近年の高強度化のニーズに応えるべく、鋼材の引張強さは２．０ＧＰａ以上とし、良好な靭性を具備させるために全伸びは５％以上とする。
なお、靱性の指標としては、１／４サイズのシャルピー試験における−４０℃のシャルピー衝撃値が３０Ｊ／ｃｍ２以上であることが好ましい。
【００３８】
また、鋼材の代表例としては、自動車用補強部品であるドアガードバーやバンパーレインフォースメントなどを例示することができる。これらは熱間プレスにより製造することが好ましい。
【００３９】
４．鋼材の製造方法
上記鋼材の製造方法としては、上記化学組成を有する鋼材をＡｃ３点以上の温度域に５分間以上保持した後に上部臨界冷却速度以上の冷却速度でＭｆ点まで冷却する焼入処理処理を施すことが好ましい。
【００４０】
Ａｃ３点以上の温度域に保持するのは、鋼組織を一旦オーステナイト単相組織として、その後に上部臨界冷却速度以上の冷却速度でＭｆ点まで冷却する焼入処理を施すことにより、マルテンサイトからなる鋼組織として２．０ＧＰａ以上のＴＳを確保するためである。保持温度は（Ａｃ３＋１００℃）以上であることが好ましい。保持温度の上限は特に規定する必要はないが、上述したように旧オーステナイト平均粒径が２０μｍ以下となる条件とすることが好ましい。
【００４１】
また、Ａｃ３点以上の温度域に５分間以上保持するのは、オーステナイト単相組織としてから粒成長を促してオーステナイト平均粒径を５μｍ以上とし、その後に上部臨界冷却速度以上の冷却速度でＭｆ点まで冷却する焼入処理を施すことにより得られる鋼材の旧オーステナイト平均粒径を５μｍ以上として、良好な靭性と延性とを確保するためである。保持時間は１０分間以上であることが好ましい。保持時間の上限は特に規定する必要はないが、上述したように旧オーステナイト平均粒径が２０μｍ以下となる条件とすることが好ましい。
【００４２】
Ａｃ３点以上の温度域に５分間以上保持する鋼材は、平坦な鋼板であってもよく、予め所定の形状に成形された鋼材であってもよい。
また、Ａｃ３点以上の温度域に５分間以上保持した後であって、上部臨界冷却速度以上の冷却速度でＭｆ点まで冷却する焼入処理を施す前に、鋼材に成形を施してもよい。また、上部臨界冷却速度以上の冷却速度でＭｆ点まで冷却する焼入処理を施すと同時に鋼材に成形を施してもよい。鋼材が軟質で加工性に富む状態である、熱間あるいは温間で成形を施すことになるので、寸法精度の高い鋼材を得ることが可能となり好ましい。
【００４３】
上記成形の態様は特に制限されることはなく、目的とする鋼材の形状に応じて適宜選択すればよい。例えば、曲げ成形、絞り成形、張出し成形、穴拡げ成形、フランジ成形が挙げられる。
【００４４】
また、成形を施す手段も特に制限されることはなく、目的とする成形の態様に応じて適宜選択すればよい。例えば、プレス金型を用いてプレス成形を施してもよく、ロールを用いてロール成形を施してもよい。
【００４５】
プレス金型を用いてプレス成形を施す熱間プレス法によれば、上部臨界冷却速度以上の冷却速度でＭｆ点まで冷却する焼入処理をプレス金型により行うことができ、成形工程と焼入処理工程とを一体化することが可能となるので好ましい。
【００４６】
焼入処理後は、スケール除去目的でショットブラスト処理を施してもよい。このショットブラスト処理には、鋼材の表面に圧縮応力を導入する効果があるため、遅れ破壊が抑制され、また疲労強度が向上するという利点がある。
【００４７】
５．焼入処理用鋼板
本発明の焼入処理用鋼板は、上記化学組成を有し、上部臨界冷却速度が６０℃／ｓ以下であるものとする。
【００４８】
化学組成の規定については上述したとおりである。
上部臨界冷却速度が６０℃／ｓ超では、焼入処理の態様によってはマルテンサイトからなる鋼組織を得ることが困難となる場合がある。したがって、上部臨界冷却速度は６０℃／ｓ以下とする。好ましくは３０℃／ｓ以下である。例えば、熱間プレスでは、鋼製金型により鋼材の冷却が施されるのが常法であるが、この場合、上記冷却における冷却速度は通常６０℃／ｓ以上である。
【００４９】
なお、焼入処理用鋼板の鋼組織や機械特性は特に規定する必要はない。焼入処理に際してＡｃ３点以上の温度域に保持されることにより、焼入処理用鋼板が常温にて、すなわち焼き入れ処理前の段階で有していた鋼組織はキャンセルされ、また、焼入処理用鋼板が常温にて有していた機械特性は、焼入処理直前または焼入処理中における成形性に影響を及ぼさないからである。したがって、焼入処理用鋼板は、熱延鋼板および冷延鋼板（フルハード材、焼鈍材）ならびにそれらのいずれかを基材としためっき鋼板のいずれであってもよく、その製造方法については特に限定はしない。焼入処理用鋼板がめっき鋼板である場合におけるめっき層は、電気めっき層であってもよく溶融めっき層であってもよい。電気めっき層としては、電気亜鉛めっき、電気Ｚｎ−Ｎｉ合金めっき等が例示される。溶融めっき層としては、溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき、溶融アルミニウムめっき、溶融Ｚｎ−Ａｌ合金めっき、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金めっき、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金めっき等が例示される。
【００５０】
但し、焼入処理に際してのＡｃ３点以上の温度域に保持する前に成形を施す場合には、できるだけ軟質で成形性の良好な鋼板であることが望ましいので、例えば、引張強さが５９０ＭＰａ以下である機械特性を有することが好ましい。
【実施例】
【００５１】
以下に本発明の実施例について説明する。
実験室において溶製した表１に示す化学組成を有するスラブを、１２５０℃にて３０分間加熱した後、９００℃以上で熱間圧延を行い、板厚６ｍｍの鋼板とした。熱間圧延後は、６００℃まで水スプレー冷却したのち炉に装入し、６００℃で３０分間保持した後、２０℃／時で室温まで徐冷することにより、熱延巻取工程を模擬した。このようにして得られた熱延鋼板について、表面研削によりスケールを除去し、冷間圧延にて板厚２．７ｍｍとした。このようにして得られた冷延鋼板から厚さ２．７ｍｍ、幅１１０ｍｍ、長さ２４０ｍｍの試験片を採取し、空燃比を１．１に設定した加熱炉（ガス炉）内で表２に示す条件で加熱し、加熱炉から取り出し、その直後に平板の鋼製金型を用いて、熱間プレスを行った。なお、保持時間とは、加熱炉に装入後、Ａｃ３点に達した時から加熱炉から取り出すまでの時間をいう。また鋼板に熱電対を貼付して冷却速度の測定も行った。
【００５２】
【表１】
0005521818.tif 000002
【００５３】
【表２】
0005521818.tif 000003
【００５４】
このようにして得られた試験材について、切断法による旧オーステナイト粒径測定、引張試験（ＪＩＳ５号試験片）を行った。
また、１／４サイズ（板厚：２．５ｍｍ）のＶノッチシャルピー試験片を作製し、シャルピー衝撃試験に供した。靱性は、−４０℃における衝撃値が３０Ｊ／ｃｍ２以上となる場合に合格と評価した。
【００５５】
なお各鋼種のＡｃ３点および上部臨界冷却速度は、次の方法にて測定した。
上記熱延鋼板から直径３．０ｍｍ、長さ１０ｍｍの円柱試験片（図１）を切り出し、不活性ガス雰囲気中で９００℃まで１０℃／秒の昇温速度にて加熱し、その温度で５分間保持したのち、種々の冷却速度で室温まで冷却した。そのときの加熱中の熱膨張変化を測定することによりＡｃ３点を測定した。また、冷却中の熱膨張変化の測定、得られた試験片のビッカース硬度測定（荷重４９Ｎ、測定数：３）および組織観察を行い、それらの結果から上部臨界冷却速度を見積もった。
【００５６】
なお、表１および２における、化学組成、製造条件、鋼組織の特性および機械特性を示す数値に下線が付されたものは、本発明の規定の範囲外であることを示している。
本発明例である例Ｎｏ．１〜６は、引張強さが２．０ＧＰａ以上で、良好な性能を有することがわかる。一方、比較例である例Ｎｏ．７〜１１では、化学組成が本発明範囲を満足しないため、いずれかの性能が不芳であった。
【図１】
0005521818.tif 000004