(57)【要約】  【課題】圧延直角方向の引張強さで880MPa以上を有し、かつ降伏比0.80以上を有する超高強度薄鋼板とその製造方法を提供する。  【解決手段】  質量％で、Ｃ:0.08〜0.20％、Si:0.001％以上、0.2％未満、Mn:1.0％超、3.0 ％以下、Al:0.001〜0.5 ％、Ｖ:0.1％超、0.5 ％以下、Ti:0.05 ％以上、0.20％未満、およびNb:0.005〜0.05％を含有し、かつ、下記(1) 式〜(3) 式を満たし、残部Feおよび不純物からなる鋼組成を有し、平均粒径５μｍ以下で硬度が２５０Ｈｖ以上のフェライトを７０体積％以上含有する鋼組織を有するように構成する。        (Ti/48+Nb/93) ×C/12≦ 4.5×10-5  ・・・・・・・・ (1)        0.5 ≦ (Ｖ/51+Ti/48+Nb/93)/(C/12) ≦ 1.5・・・・・ (2)        Ｖ+Ti ×2+Nb×1.4+Ｃ×2+Mn×0.1 ≧0.80・・ (3)  ここで、上記式中の元素記号は各元素の含有量（単位：質量％）を示す。【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ:0.08〜0.20％、Si:0.001％以上、0.2％未満、Mn:1.0％超、3.0 ％以下、Al:0.001〜0.5 ％、Ｖ:0.1％超、0.5 ％以下、Ti:0.05 ％以上、0.20％未満、およびNb:0.005〜0.05％を含有し、かつ、下記(1) 式〜(3) 式を満たし、残部Feおよび不純物からなる鋼組成を有し、平均粒径５μｍ以下で硬度が２５０Ｈｖ以上のフェライトを７０体積％以上含有する鋼組織を有し、880MPa以上の強度と降伏比0.80以上を有する高強度熱延鋼板。
(Ti/48+Nb/93) ×C/12≦ 4.5×10-5  ・・・・・・・・ (1)
0.5 ≦ (Ｖ/51+Ti/48+Nb/93)/(C/12) ≦ 1.5・・・・・ (2)
Ｖ+Ti ×2+Nb×1.4+Ｃ×2+Mn×0.1 ≧0.80・・ (3)
ここで、上記式中の元素記号は各元素の含有量（単位：質量％）を示す。
【請求項２】
前記鋼組成が、さらに下記(4)式を満足することを特徴とする請求項１に記載の高強度熱延鋼板。
C - (Ｖ/51 + Ti/48 + Nb/93)×12 ≦ 0.06  ・・・(4)
ここで、上記式中の元素記号は各元素の含有量（単位：質量％）を示す。
【請求項３】
前記鋼組織におけるマルテンサイトおよび残留オーステナイトのそれぞれの体積率が５％未満であり、かつ合計の体積率が５％未満である請求項１または２に記載の高強度熱延鋼板。
【請求項４】
前記鋼組成が、更に、質量％で、Ca:0.0002 〜0.010 ％、Mg:0.0002〜0.010％、Zr:0.01 〜0.10％、および希土類元素:0.002〜0.10％のうちの１種または２種以上を含む請求項１〜３のいずれかに記載の高強度熱延鋼板。
【請求項５】
前記鋼組成が、更に、質量％で、Cr:0.05 〜1.0 ％およびMo:0.05 〜1.0 ％のうちの１種または２種を含む請求項１〜４のいずれかに記載の高強度熱延鋼板。
【請求項６】
前記鋼組成が、更に、質量％で、Cu:0.05 〜1.0 ％およびNi:0.05 〜1.0 ％のうちの１種または２種を含む請求項１〜５のいずれかに記載の高強度熱延鋼板。
【請求項７】
請求項１〜６のいずれかに記載の鋼組成を有する鋼塊または鋼片を1150℃以上としてから、粗圧延を実施し、仕上温度750 ℃以上で仕上圧延を行って熱間圧延を終了後、平均冷却速度10℃/s以上で冷却し、400 〜650 ℃で巻取ることを特徴とする高強度熱延鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車足廻り部品などに使用され、その薄肉軽量化に寄与する高強度熱延鋼板とその製造方法に関する。本発明にかかる熱延鋼板は、特に溶接性にも優れており、ホイールリムなど溶接後に成形されるような部品には最適である。
【背景技術】
【０００２】
連続熱間圧延によって製造されるいわゆる熱延鋼板は、比較的安価な構造用材料として自動車をはじめとする各種の産業機器に広く使用されている。特に燃費低減に大きく寄与する自動車の足廻り部品への高強度熱延鋼板の適用が増加しつつある。最近はさらなる環境問題意識の高まりにより、熱延鋼板の高強度化の要望はさらに強くなり、超高強度である880MPa以上の引張強さを有する熱延鋼板の要望がでてきた。
【０００３】
880MPa以上の引張強さを有する熱延鋼板としては、例えば特許文献１、特許文献２に、低温巻取りにて変態強化を利用する方法が開示されている。しかしながら、この方法では、熱間圧延後の冷却過程で鋼板の平坦が不芳になるという問題と、降伏強度／引張強度である降伏比(YR)が低いという問題があった。降伏比が低いと例えばホイール・リムでの縁石衝突強度等で高強度化の十分な効果が得られない。さらにホイール・リムなど溶接後成形される部品に適用する場合、溶接熱影響部 (HAZ 部) の軟化が生じるため、その後の成形性に問題があった。
【０００４】
一方、析出強化を主体に高強度化する方法は、例えば特許文献３、特許文献４、特許文献５に開示されている。いずれもTiを主体とした析出強化を図ったものであるが、引張強さで880MPa以上の高強度は得られていない。
【０００５】
【特許文献１】特開2000-282175 号公報
【特許文献２】特開平11-193443 号公報
【特許文献３】特開平8-199298号公報
【特許文献４】特開平6-200351号公報
【特許文献５】特開平6-228708号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
本発明は、前述したような従来技術の問題点を解決し、圧延直角方向の引張強さで880MPa以上を有し、かつ降伏比0.80以上を有するとともに、その実用性をさらに高めるためには塗装下地処理性と溶接性にも優れた高強度熱延鋼板とその製造方法を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
熱間圧延後の巻取温度に鋼板の強度 (引張強度および降伏強度) は大きく影響を受ける。高い降伏強度、すなわち降伏比を得るために、巻取温度を上げ析出強化を利用して高強度化を図っても、TiやNbなどのみでは、ある程度以上含有させると効果が飽和するため引張強さで880MPa以上の高強度が得られないという問題があった。
【０００８】
一方、高強度化のため変態強化を利用すべく低温巻取りを行えば、前述の平坦不良やマルテンサイトの増大などによる降伏比の低下という問題が生じる。
本発明者らは、かかる課題実現のため鋭意実験の結果、引張強度で880MPa以上の高強度鋼と降伏比0.80以上を得るにはＶの多量の添加が有効であることを見出した。その際、TiおよびNbの複合添加と適切なMn添加がさらに有効であることを見出し、本発明を完成した。
【０００９】
すなわち、本発明者らは、Ｖによる析出強化を効果的に発揮させるためには、TiおよびNbとの複合添加を行い、かつ巻取温度を上げることにより、Ｖの析出を促進させることが有効であり、さらにMn量で変態点を最適化することが有効であることを知った。さらに、これらの効果を十分に発揮させるためには、(a) 粗圧延前のスラブ加熱の段階での炭化物の未固溶を防止すること (後述する(1) 式参照) 、(b)V、Ti、NbとＣの含有量をバランスさせること (後述する(2) 式参照) がよく、そして更に所望の強度を得るためには後述する(3) 式の関係を満足すればよいことが分かった。さらにまた、Ｖ炭化物の粒径およびその微細析出物によるフェライトの強化（硬化）を制御することによって、優れた強度−延性バランス、溶接部の成形性、耐疲労特性が得られることを新たに知見した。
【００１０】
かくして、本発明によれば、塗装下地処理である化成処理性の劣化や島状スケール疵発生による表面性状の劣化を招くSi添加による固溶強化や、溶接性を劣化させる変態強化に頼ること無しに、降伏比0.80以上で引張強度で880MPa以上の高強度熱延鋼板が得られる。
【００１１】
本発明においてＶとTiまたはNbとを複合添加することによりＶの析出が促進される理由は明らかでないが、ＶとTi、Nbが炭化物として複合析出するか、または、Ti、Nbの炭化物がＶの析出核として働き、Ｖの析出が促進されるものと考えられる。
【００１２】
なお、本明細書で用いる炭化物は特にことわりがない限り、窒素を含有する炭窒化物をも含むものであり、さらに、Ｖ炭化物またはＶ炭窒化物は「Ｖを含有する炭化物または炭窒化物」を意味し、炭素（Ｃ）と窒素（Ｎ）を除いた残りに占めるＶの割合が１０質量％以上であるものを指す。
【００１３】
本発明はこのような知見に基づき完成した高強度鋼板およびその製造方法であって、本発明を要約すると以下の通りである。
(1) 質量％で、Ｃ:0.08〜0.20％、Si:0.001％以上、0.2％未満、Mn:1.0％超、3.0 ％以下、Al:0.001〜0.5 ％、Ｖ:0.1％超、0.5 ％以下、Ti:0.05 ％以上、0.20％未満、およびNb:0.005〜0.05％を含有し、かつ、下記(1) 式〜(3) 式を満たし、残部Feおよび不純物からなる鋼組成を有し、平均粒径５μｍ以下で硬度が２５０Ｈｖ以上のフェライトを７０体積％以上含有する鋼組織を有し、880MPa以上の強度と降伏比0.80以上を有する高強度熱延鋼板。
【００１４】
(Ti/48+Nb/93) ×C/12≦ 4.5×10-5  ・・・・・・・・ (1)
0.5 ≦ (Ｖ/51+Ti/48+Nb/93)/(C/12) ≦ 1.5・・・・・ (2)
Ｖ+Ti ×2+Nb×1.4+Ｃ×2+Mn×0.1 ≧0.80・・ (3)
ここで、上記式中の元素記号は各元素の含有量（単位：質量％）を示す。
【００１５】
(2) 前記鋼組成が、さらに下記(4)式を満足することを特徴とする上記(1) に記載の高強度熱延鋼板。
C - (Ｖ/51 + Ti/48 + Nb/93)×12 ≦ 0.06  ・・・(4)
ここで、上記式中の元素記号は各元素の含有量（単位：質量％）を示す。
【００１６】
(3) 前記鋼組織におけるマルテンサイトおよび残留オーステナイトのそれぞれの体積率が５％未満であり、かつ合計の体積率が５％未満である上記(1) １または(2) に記載の高強度熱延鋼板。
【００１７】
(4) 前記鋼組成が、更に、質量％で、Ca:0.0002 〜0.010 ％、Mg:0.0002〜0.010％、Zr:0.01 〜0.10％、および希土類元素:0.002〜0.10％のうちの１種または２種以上を含む上記(1) 〜(3) のいずれかに記載の高強度熱延鋼板。
【００１８】
(5) 前記鋼組成が、更に、質量％で、Cr:0.05 〜1.0 ％およびMo:0.05 〜1.0 ％のうちの１種または２種を含む上記(1) 〜(4) のいずれかに記載の高強度熱延鋼板。
(6) 前記鋼組成が、更に、質量％で、Cu:0.05 〜1.0 ％およびNi:0.05 〜1.0 ％のうちの１種または２種を含む上記(1) 〜(5) のいずれかに記載の高強度熱延鋼板。
【００１９】
(7) 上記(1) 〜(6) のいずれかに記載の鋼組成を有する鋼塊または鋼片を1150℃以上としてから、粗圧延を実施し、仕上温度750 ℃以上で仕上圧延を行って熱間圧延を終了後、平均冷却速度10℃/s以上で冷却し、400 〜650 ℃で巻取ることを特徴とする高強度熱延鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００２０】
本発明にかかる熱延鋼板は、880MPa以上の引張強度と降伏比0.80以上を有し、耐久性が問題となる自動車足廻り部品等に適用でき、特に耐縁石衝突強度が問題となるホイール・リムに最適である。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２１】
次に、本発明の実施の形態についてさらに具体的に詳細に説明する。なお、本明細書における鋼組成を示す「％」は、特にことわりがない限り、「質量％」である。
(1)鋼組成（化学組成）および鋼組織
Ｃ：Ｃは、鋼板の強度を高めるのに好ましい成分であり、0.08％以上含有させる。その含有量が0.20％を超えると加工性の低下、およびマルテンサイトや残留オーステナイトの増大による降伏比の低下を招く上に、溶接性の劣化を招く。従ってＣの含有量は0.20％以下と定めた。なお、高強度化の観点からは、0.10％超が好ましく、溶接性の観点からは、0.15％以下が好ましい。
【００２２】
Si：Siは、化成処理性を劣化させるだけでなく、島状スケール疵による表面性状の劣化を招くため0.2 ％未満とする。好ましくは0.1 ％未満、さらに好ましくは0.06％以下である。一方、Si含有量を0.001％未満とするには製造コストが嵩み経済性を損なうため、その含有量を0.001％以上とする。好ましくは0.005％以上、さらに好ましくは0.01％以上である。
【００２３】
Mn：Mnは鋼板の強度確保に必要な元素である。変態点を下げ、Ｖ炭化物の析出状態を制御するのに寄与するとともに、固溶強化元素として高強度化にも寄与する。Mnの含有量が1.0％以下の場合には前述の作用が得られず、一方、3.0 ％を超えて含有させてもその効果が飽和するだけでなく、加工性の低下と、マルテンサイトや残留オーステナイトの増大による降伏比の低下を招く。このためMnの含有量は1.0 ％超、3.0 ％以下と定めた。なお、下限は、高強度化の観点からは、好ましくは1.5 ％超、より好ましくは2.0 ％超である。上限は、加工性の観点から、好ましくは2.5 ％以下、より好ましくは2.2 ％未満である。
【００２４】
Al：Alは脱酸を目的として添加する。0.001 ％未満ではこの効果が得られない。一方、Alはフェライト体積率の増加を助け加工性をより一層向上させる効果を有するので、この効果を得るために0.5 ％まで含有させても良い。そのため、含有量は0.001 ％〜0.5 ％とした。単に脱酸を目的とする場合には、0.10％を超えるとその効果が飽和して経済性を損ねるので、その含有量は0.10％以下とすることが好ましい。
【００２５】
Ｖ：Ｖは本発明で最も重要な元素である。Ｖは、比較的低い温度で、フェライト地に炭化物 (主に炭化物、窒素を含有する炭窒化物の場合もある) として微細に析出し、溶接性を劣化させることなく高強度化、降伏比の上昇、と耐疲労特性の向上に寄与する。その効果は0.1 ％以下では得られない。一方、0.5 ％を超えて含有させるとその効果は飽和するだけでなく、化成処理性が劣化してくるとともに、Ｖの炭化物が粗大となり強度と延性が低下する。従ってＶの含有量をＶ:0.1％超、0.5 ％以下と定めた。なお、好ましくは0.15％超であり、より好ましくは0.2 ％超である。より一層の化成処理性の向上を図る観点からは、0.3 ％以下が好ましい。
【００２６】
Ti：Tiは本発明で重要な元素である。フェライト地に炭化物として析出し、溶接性と化成処理性を劣化させることなく、高強度化、降伏比の上昇と耐疲労強度の向上に寄与するとともに、Ｖとの複合析出あるいはＶの析出核として、Ｖの析出を促進し高強度化に大きく寄与する。その効果は0.05％未満では得られない。一方、0.20％以上含有させてもその効果は飽和する上、炭化物が粗大となり強度と延性が低下する。従って、Tiの含有量をTi:0.05 ％超、0.20％未満と定めた。好ましくは0.10％以上であり、より好ましくは0.15％以上である。
【００２７】
Nb：Nbは本発明で重要な元素である。溶接性と化成処理性を劣化させることなく、圧延中のオーステナイトへの歪の蓄積によるフェライトの細粒化および析出強化で鋼板の高強度化に有効な元素である。またＶ、Tiとの複合析出またはＶの析出核としてのTi、Nb炭化物として、Ｖの析出を促進する作用をも有する。その効果は0.005 ％未満では得られない。一方、Nb:0.05 ％を超えて含有させてもその効果は飽和してしまうため経済的でないだけでなく、バンド状組織の形成を助長して加工性を劣化させる。従って、Nbの含有量をNb:0.005〜0.05％と定めた。好ましくは0.02〜0.04％である。
【００２８】
更に、上述のＶ、Ti、Nbの作用を発揮させて所望の特性を得るためには、さらに下記(1) 式〜(3) 式を満足する鋼組成とする。
Ti、Nbが(1) 式の上限を超えると、粗圧延前のスラブ加熱の段階で、未固溶炭化物が増大して、未固溶炭化物の粗大化や固溶炭素の減少による微細析出物の減少によって強度ばかりでなく、降伏比と延性が低下する。
【００２９】
Ｖ、Ti、Nbの含有量が(2) 式の下限未満では、Ｖの析出が不十分となり強度が低下する。一方、上限を超えるとＶが粗大になり強度と延性が低下する。
さらに、Ｃ、Mn、Ｖ、Ti、Nbが(3) 式の下限未満では880MPa以上の強度と0.80以上の降伏比が得られない。
【００３０】
強度と延性を一層向上させるという観点からは、 (1) 式の上限は、4.0 ×10-5以下が好ましく、(2)式の上限は1.2以下が好ましい。 また(3) 式の下限は0.85以上が好ましい。
【００３１】
(Ti/48+Nb/93) ×C/12≦ 4.5×10-5  ・・・・・・・・・(1)
0.5 ≦ (Ｖ/51+Ti/48+Nb/93)/(C/12) ≦ 1.5  ・・・・・(2)
Ｖ+Ti ×2+Nb×1.4+Ｃ×2+Si×0.2+Mn×0.1 ≧0.80・・・(3)
さらに、バンド状組織を一層低減し、加工性を向上させるという観点からは、下記(4)式を満足することが好ましい。(4)式の上限は0.04以下であることがより好ましい。
【００３２】
C - (Ｖ/51 + Ti/48 + Nb/93)×12 ≦ 0.06  (4)
また、溶接熱影響部の硬化を低減し、溶接部の成形性をより一層向上させるためには、下記(5)式を満足することが好ましい。上限は、0.55以下がより好ましく、0.50以下がより好ましい。
【００３３】
Ceq ≦ 0.60 (Ceq = C+Si/24+Mn/6+V/14+Cr/5+Mo/4)  (5)
本発明にかかる熱延鋼板には以下に示す理由により、Ca、Mg、Zr、希土類元素、Cr、Mo、Cu、Niの１種または２種以上を必要に応じ含有させることができる。
【００３４】
Ca、Mg、Zr、および希土類元素：これらの成分は何れも介在物の形状を調整して加工性を改善する作用を有する。しかしその含有量がそれぞれCa:0.0002 ％未満、Mg: 0.0002 ％未満、Zr:0.01 ％未満および希土類元素:0.002％未満では前記作用による所望の効果が得られず、一方、それぞれCa:0.010％、Mg:0.010％、Zr:0.10％および希土類元素:0.10 ％を超えて含有させると、逆に鋼中の介在物が多くなりすぎて加工性が劣化するので、それぞれの含有量を、Ca:0.0002 〜0.010 ％、Mg:0.0002 〜0.010％、Zr：0.01〜0.10％、希土類元素:0.002〜0.10％と定めた。
【００３５】
Cr、Mo：Cr、Moは、固溶強化により鋼板の高強度化を図る効果を有する。しかしその効果はそれぞれ0.05％未満では得られず、一方、それぞれ1.0 ％を超えて含有させるとその効果が飽和するため経済的でない。従ってそれぞれの含有量を0.05〜1.0 ％と定めた。化成処理性の観点から各々0.5 ％以下が好ましく、合計で0.5 ％以下がより好ましい。
【００３６】
Cu、Ni：Cu、Niは少なくとも１種含有され耐食性向上の作用を有する。しかしその効果はそれぞれ0.05％未満では得られず、一方、それぞれ1.0 ％を超えて含有させるとその効果が飽和するため経済的でない。従ってそれぞれの含有量を0.05〜1.0 ％と定めた。より一層の経済性を考慮する場合には、それぞれ0.5 ％未満が好ましい。
【００３７】
鋼中に不可避的に混入する「不純物」としてはＰ、Ｓ、Ｎが挙げられるが、Ｐ、Ｓ、Ｎについては出来ればその含有量を以下のように規制するのが望ましい。
Ｐ：Ｐは、粒界偏析による脆化だけでなく、溶接性を劣化させるため、その含有量は0.05％以下にすることが望ましい。それらの特性をより一層向上させようとの観点からは 0.03 ％以下とすることが好ましい。
【００３８】
Ｓ：Ｓは硫化物系介在物を形成して加工性を低下させる不純物元素であるため、その含有量は0.05％以下に抑えるのが望ましいが、一段と優れた加工性を確保しようとの観点からは 0.008％以下とすることが好ましく、より好ましくは0.003 ％以下である。
【００３９】
Ｎ：Ｎは加工性を低下させる不純物元素であり、その含有量は0.01％未満に抑えることが望ましい。好ましくは、0.006 ％以下であり、より好ましくは、0.005 ％未満である。
本発明にかかる熱延鋼板の組織は、平均粒径５μｍ以下で硬度が２５０Ｈｖ以上のフェライトを体積率で70％以上含むものである。
【００４０】
フェライトの体積率が70％未満では加工性が低下し成形性に劣る。好ましくは80％以上である。
また、フェライトの平均粒径が５μｍを超えると所期の引張強度や降伏比を実現することが困難になる場合がある。好ましくは４μｍ以下、より好ましくは３μｍ以下である。フェライトの平均粒径の下限は加工性の観点から１μｍ以上とすることが好ましい。より好ましくは１．５μｍ以上、さらに好ましくは２μｍ以上である。
【００４１】
また、フェライトの硬度（ビッカース硬度換算値）が２５０Ｈｖ未満では所期の引張強度、降伏比、耐疲労特性を実現することが困難になる場合がある。フェライトの硬度は、好ましくは２８０Ｈｖ以上であり、３００Ｈｖ以上がより好ましい。
【００４２】
このようにフェライトの硬度を２５０Ｈｖとするために、本発明では、粒径５０ｎｍ以下のＶ炭化物をフェライトの粒内に析出させるのである。Ｖ炭化物の粒径は２０ｎｍ以下が好ましく、１０ｎｍ未満がより好ましい。
【００４３】
マルテンサイトや残留オーステナイトは、降伏比を低下させる上、HAZ 部での軟化を招いて溶接後の成形性を劣化させるため、それぞれの体積率を５％未満とし、その合計の体積率も５％未満とする。合計体積率は、好ましくは３％未満であり、より好ましくは０％である。マルテンサイトと残留オーステナイトのそれぞれの体積率は、好ましくは３％未満であり、より好ましくは０％である。このようにマルテンサイトおよび残留オーステナイトの組織を低減する手段としては熱間圧延終了後の冷却速度および巻取り温度を調整することが考えられる。
【００４４】
本発明における鋼組成は、残部はFeであり、不純物として前述の窒素(N) や、Ｐ、Ｓの他にSn、Ｂ、Pb、Asなどがあり、それらはＮ、Ｐ、Ｓを除いて合計0.1 ％まではその存在は許容される。
【００４５】
以上の鋼組成を有する鋼は、例えば転炉、電気炉等により溶製される。鋼種も、リムド鋼、キャップド鋼、セミキルド鋼またはキルド鋼のいずれでもよい。さらに、鋼塊または鋼片の製造は、造塊−分塊圧延あるいは連続鋳造のいずれの手段によってもよい。これらの点について本発明は特に制限されない。
【００４６】
このようにして用意された鋼塊または鋼片は、以下に述べる条件によって熱間圧延、巻取りを行う。
(2)熱延鋼板の製造条件
熱間圧延は、1150℃以上とした鋼塊または鋼片に粗圧延を施した後に、仕上温度を750 ℃以上とした仕上圧延が実施される。鋼塊または鋼片を1150℃以上とするのは、Ti、NbやＶの析出物等を固溶させ、その後の再析出にて鋼板の強化に寄与させるためである。このとき、鋼塊または鋼片は1150℃以上であればよく、連続鋳造後に1150℃未満まで温度低下させずにそのまま粗圧延に供してもよいし、1150℃未満まで温度低下した鋼塊または鋼片を加熱して1150℃以上とした後に粗圧延に供してもよい。鋼塊または鋼片を加熱炉で加熱する場合には、加熱炉に装入するスラブは高温の熱片であってもよいし、室温まで冷やした冷片であってもよい。好ましくは1200℃以上である。
【００４７】
このようにして1150℃以上とした鋼塊または鋼片には、粗圧延が施され、次いで仕上圧延が施される。
粗圧延は特に制限されないが、仕上圧延の仕上温度は750 ℃以上とする。仕上温度が750 ℃未満では、バンド組織の過度の生成や、変態して生じたフェライトヘの過度の歪の導入で、加工性が劣化する。仕上温度は、好ましくは800℃以上であり、より好ましくは840℃以上である。
【００４８】
粗圧延後、仕上温度やコイル内での温度の均一化を図る目的で、粗バーを加熱または保温するのも有効な手段である。このときの加熱または保温は、粗バーヒータや保温カバーで実施しても良いし、粗バーをコイル状に巻き取って、炉に装入しても構わない。なお、エッジなど一部のみ加熱するのも、有効な手段である。また仕上圧延開始前に前後の粗バーを接合して連続的に通板するのも何ら問題ない。
【００４９】
仕上圧延後、冷却してコイル状に巻取られる。仕上圧延後から巻取りまでの冷却速度はTiやＶの析出物の粗大化を抑えるために平均で10℃／s 以上とする。15℃／s 以上が好ましく、20℃／s 以上がより好ましい。上限は特に規定しないが、平均冷却速度が150 ℃／s を超えると平坦不良が発生しやすい。
【００５０】
本発明においては、巻取温度が特に重要で、引張強さで880MPa以上、降伏比0.80以上を確保するには400 〜650 ℃とする。巻取温度が400 ℃未満では微細炭化物の析出量が減少して析出強化が不十分となるだけではなく、マルテンサイトや残留オーステナイトも増大する。巻取温度がまた650 ℃を超えると析出物の粗大化が生じ、引張強さや降伏比の低下が生じる。析出物をより微細化し一層高強度化するためには巻取温度は600 ℃以下が好ましく、580 ℃以下がより好ましい。マルテンサイトや残留オーステナイトの体積率を低減してより一層降伏比を上昇させるためには、巻取温度は450 ℃以上が好ましく、より好ましくは500 ℃以上である。
【００５１】
なお、炭化物の粗大化を抑制し、強度と延性をより一層向上させるという観点からは、650 ℃から巻取までの時間は15秒以内が好ましく、より好ましくは10秒以内である。
鋼板の引張強さおよび降伏比は、自動車足回り部品の衝撃強度へ大きく影響する。したがって、引張強さは好ましくは930MPa以上、さらには980MPa以上であるのがより好ましい。また、降伏比は0.85以上が好ましく、より好ましくは0.90以上である。
【００５２】
製造された熱延鋼板については、通常はスキンパス圧延による形状矯正や酸洗によるスケールの除去が行われ、表面には防錆油が塗布される。
本発明にかかる熱延鋼板には、必要によりさらに溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき、電気めっき等の表面処理を施してもよく、そのような場合には、更に優れた表面性状、延性を備えた表面処理鋼板が得られる。
【００５３】
本発明にかかる熱延鋼板を自動車用等に用いる場合に塗装下地処理としての化成処理（例：リン酸塩被膜の形成処理）を行う場合があるが、本発明にかかる熱延鋼板はそのような化成処理性にもすぐれている。
【００５４】
本発明にかかる熱延鋼板は、通常は、板厚さが６〜1.2mm 、場合により3.2mm 以下であるが、特に制限されることはない。
次に、実施例によって本発明の作用効果をさらに具体的に説明する。
【実施例】
【００５５】
表１に示す化学組成の鋼に対し、実験圧延機を使用して、表２に示す条件で加熱し、粗圧延および仕上圧延相当の圧延を行って板厚2.3mm の熱延鋼板とし、さらに冷却した後に巻取りシミュレーションを行った。
【００５６】
このときの巻取りシミュレーションは、巻取り温度まで冷却した鋼板を、巻取り温度に保持した電気炉に装入し、その温度で30分保持した後、20℃/hr で冷却することにより行い、巻取り後の温度履歴を模擬した。
【００５７】
得られた鋼板からJIS ５号引張試験片を採取し、引張試験を行った。また、溶接幅100mm でDCバット溶接した試験片を作製し、内側直径を板厚の２倍と等しくした 180°曲げの曲げ試験を溶接部について行って外観の目視評価により割れの有無を調査した。割れが発生したのを「×」とし、割れが発生しなかったものを「○」とした。
【００５８】
また、ＪＩＳ  Ｚ  ２２７５の１号試験片（記号１−２０）を用いて両振り平面曲げ試験（応力比：−１）により１０７回の繰り返しに耐える応力を疲労限度として求めて耐疲労特性を評価した。なお、耐久性は疲労強度／引張強度で求めた。
【００５９】
化成処理性の評価は次の要領で行った。
自動車用の燐酸亜鉛処理（日本ペイント製SD2500）を用いて、通常の条件で浸漬処理（浸漬時間120秒）を行った。形成された化成皮膜を操作型電子顕微鏡で撮影（1000倍、ランダムに３ヶ所）して化成結晶の緻密性を目視判断した。また、クロム酸で皮膜を溶解し重量差から付着量を算出した。化成処理性は、すけの面積比率１０％以下の場合を「○」、すけの面積比率１０％超の場合を「×」として評価した。また、付着量が１．６〜３．０ｇ／ｍ２の場合を「○」、それ以外の場合を「×」とした。
【００６０】
これらの結果を表２に併せて示した。
表２から明らかなように、本発明により製造された熱延鋼板は、何れも、880MPa以上の引張強度と、降伏比 (＝降伏強度／引張強度) が0.80以上の降伏強度を示すとともに、化成処理性、溶接部の曲げ性、そして強度−延性バランス (TS×El) が14000MPa−％以上と延性にも優れる熱延鋼板となっている。
【００６１】
一方、成分または製造方法が本発明を外れる試番14〜22では、降伏比、引張強度、強度−延性バランス (TS×El)、溶接部の曲げ性、耐久比または化成処理性のいずれかが劣る。
【００６２】
【表１】
2006161112.tif 000002
【００６３】
【表２】
2006161112.tif 000003