(57)【要約】【課題】高い引張強度と大きな全伸びを有し「強度−延性バランス」に優れた熱延高張力鋼材を提供する。【解決手段】▲１▼Ｃ：０．０５〜０．３０％及びＭｎ：０．５〜３％、並びにＳｉ：０〜３％及びｓｏｌ．Ａｌ：０〜３％で且つＳｉ（％）＋ｓｏｌ．Ａｌ（％）：０．３〜３％を含有し、残部はＦｅ及び不純物の化学組成であって、組織が体積割合でオーステナイトを１５％以上含有し残部が実質的にポリゴナルフェライトであり、且つ前記ポリゴナルフェライトの平均結晶粒径が１．５〜３μｍである熱延高張力鋼材。▲２▼Ｔｉ、Ｎｂ及びＶ１種以上を含有していてもよい。▲３▼Ｓｉとｓｏｌ．Ａｌがいずれも０〜０．８％でＳｉ（％）＋ｓｏｌ．Ａｌ（％）：０．３〜０．８％であれば化成処理性にも優れる。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０５〜０．３０％及びＭｎ：０．５〜３％、並びにＳｉ：０〜３％及びｓｏｌ．Ａｌ：０〜３％で且つＳｉ（％）＋ｓｏｌ．Ａｌ（％）：０．３〜３％を含有し、残部はＦｅ及び不純物の化学組成であって、組織が体積割合でオーステナイトを１５％以上含有し残部が実質的にポリゴナルフェライトであり、且つ前記ポリゴナルフェライトの平均結晶粒径が１．５〜３μｍであることを特徴とする熱延高張力鋼材。
【請求項２】
Ｓｉ（％）＋ｓｏｌ．Ａｌ（％）が０．５〜３％である請求項１に記載の熱延高張力鋼材。
【請求項３】
Ｓｉ及びｓｏｌ．Ａｌの含有量がいずれも０〜０．８％でＳｉ（％）＋ｓｏｌ．Ａｌ（％）が０．３〜０．８％である請求項１に記載の熱延高張力鋼材。
【請求項４】
Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｔｉ：０．００５〜０．１０％、Ｎｂ：０．００５〜０．１０％及びＶ：０．００５〜０．２０％のうちの１種以上を含有する請求項１から３までのいずれかに記載の熱延高張力鋼材。
【請求項５】
請求項１から４までのいずれかに記載の化学組成を有する鋼塊若しくは鋼片をＡｃ３　点以上の温度に加熱した後に、又は前記の化学組成を有する鋳造後の鋼塊若しくは熱間加工後の鋼片をＡｒ３　点以下の温度域まで温度低下させることなしに、Ａｒ３　点〜Ａｒ３　点＋５０℃の温度域で１パス当たり４０〜６０％の圧下率で、且つ合計圧下率が７０〜９５％の複数パスからなる熱間圧延を行い、熱間圧延終了後５秒以内に冷却を開始し、１０〜１０００℃／秒の平均冷却速度で５００〜３００℃の温度域まで冷却して巻き取ることを特徴とする熱延高張力鋼材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、熱延高張力鋼材及びその製造方法に関し、詳しくは、自動車や各種の産業機械に用いられる高強度部材の素材として好適な熱延高張力鋼材及びその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
自動車を初めとする輸送用機械や各種産業機械の構造部材の軽量化や安全性向上のために、高張力鋼材が広く使用されている。
【０００３】
高張力鋼材はプレス加工等の成形加工によって所定の形状に加工されることが多い。このため、高張力鋼材には優れた加工性が要求される。更に、製品販価と製造コストとのバランスが取れていることが求められる。なお、以下の説明において「鋼材」の例として「鋼板」と記載することがある。
【０００４】
一般に、鋼板はその強度を増加させると加工性（例えば延性）が低下するが、強度と延性がともに優れる鋼板として、オーステナイトの変態誘起塑性（以下、「ＴＲＩＰ」という）を利用した鋼板が知られており、例えば、特許文献１には質量％で、０．２％前後のＣ、１．５％前後のＳｉ及び１．５％前後のＭｎを含有する鋼を熱間圧延し、Ａｒ３　点近傍で仕上げ圧延を行ってから４０℃／秒以上の冷却速度で冷却した後、４００℃近傍で巻き取ることからなるオーステナイトが変態せずに残ったいわゆる「残留オーステナイト」を有する鋼板の製造方法が開示されている。この特許文献１で提案された方法によると、確かに引張強度（ＴＳ）と全延び（ＥＬ）との積である「ＴＳ×ＥＬ」の値で２４０００ＭＰａ・％以上となるいわゆる「強度−延性バランス」に優れた鋼板が得られるものの、引張強度は高々８５３ＭＰａ未満と低い。なお、上記の「強度−延性バランス」に優れるとは、高い強度と優れた延性とが両立していることをいう。
【０００５】
一方、鋼の強化には、固溶強化、析出強化、変態強化及び細粒化強化（結晶粒の微細化による強化）などが知られているが、このうち組織の微細化は一般に延性を低下させることなく高強度化できる。このため、微細組織を得るための技術が種々検討され、組織の微細化と残留オーステナイトのＴＲＩＰ現象とを組み合わせた高強度で且つ「強度−延性バランス」に優れた鋼の製造方法が、例えば特許文献２や３に開示されている。
【０００６】
特許文献２には、体積率で５〜２０％の残留オーステナイトと７５％以上の平均粒径が１０μｍ未満のフェライトからなる高張力鋼板、及びＴｉやＮｂを含有したスラブを使用するその製造方法が開示されている。しかし、この特許文献２で提案された鋼はフェライトの平均粒径が５μｍ程度であり、細粒化による強化効果が十分ではない。
【０００７】
特許文献３には、質量％で、０．０５〜０．１５％のＣ、０．５〜３．０％のＳｉ、０．５〜３．０％のＭｎ、０．０２％未満のＰ、０．０１％未満のＳ、０．００５〜０．１０％のＡｌ及びＦｅを主成分とする鋼を熱間圧延するに際し、仕上げ圧延終了温度を、Ａｒ３　点−５０℃〜Ａｒ３　点＋５０℃の温度範囲で全圧下率が８０％以上となる仕上げ圧延を施し、次いで、１〜３段の冷却を行うことによって、フェライト、ベイナイト及び残留オーステナイトの３相で構成され、且つ、フェライト占有率（Ｖｆ）とフェライト粒径（ｄｆ）の比（Ｖｆ／ｄｆ）が２０以上で、２μｍ以下の残留オーステナイト占有率が５％以上となる組織を有する鋼の製造方法が開示されている。この特許文献３で提案された技術によると、フェライトの平均粒径は３〜４μｍとなるが引張強度が低く、残留オーステナイト量も１３％以下である。
【０００８】
なお、残留オーステナイトが生じる鋼には、一般に、圧延後の巻き取りや冷却途中でセメンタイトが析出することを抑制しオーステナイトを安定化するためにＳｉやＡｌが１％以上含有されている。このため、残留オーステナイトが生じる鋼には化成処理が行えず、したがって、従来こうした鋼の適用範囲は自動車の足回り部品などに限定されていた。
【０００９】
【特許文献１】
特開昭６３−４０１７号公報
【特許文献２】
特開平９−８７７９８号公報
【特許文献３】
特開平９−１０４９４７号公報
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記現状に鑑みてなされたもので、その目的は、自動車や各種の産業機械に用いられる高強度構造部材の素材として好適な、「強度−延性バランス」に優れた熱延高張力鋼材（鋼板）とその製造方法を提供することである。本発明のもう１つの目的は、自動車や各種の産業機械に用いられる高強度構造部材の素材として好適な、「強度−延性バランス」に優れるとともに化成処理を施すことができる熱延高張力鋼材（鋼板）とその製造方法を提供することである。
【００１１】
具体的には、８７０ＭＰａ以上の引張強度と２２％以上の全伸びを有し、「ＴＳ×ＥＬ」の値が２００００ＭＰａ・％以上で「強度−延性バランス」に優れた熱延高張力鋼板とその製造方法を提供することが本発明の目的であり、上記の引張強度、全伸び及び「ＴＳ×ＥＬ」の値を有するとともに化成処理を施すことができる熱延高張力鋼板とその製造方法を提供することが本発明のもう１つの目的である。
【００１２】
【課題を解決するための手段】
本発明の要旨は、下記（１）〜（４）に示す熱延高張力鋼材及び（５）に示す熱延高張力鋼材の製造方法にある。
【００１３】
（１）質量％で、Ｃ：０．０５〜０．３０％及びＭｎ：０．５〜３％、並びにＳｉ：０〜３％及びｓｏｌ．Ａｌ：０〜３％で且つＳｉ（％）＋ｓｏｌ．Ａｌ（％）：０．３〜３％を含有し、残部はＦｅ及び不純物の化学組成であって、組織が体積割合でオーステナイトを１５％以上含有し残部が実質的にポリゴナルフェライトであり、且つ前記ポリゴナルフェライトの平均結晶粒径が１．５〜３μｍであることを特徴とする熱延高張力鋼材。
【００１４】
（２）Ｓｉ（％）＋ｓｏｌ．Ａｌ（％）が０．５〜３％である上記（１）記載の熱延高張力鋼材。
【００１５】
（３）Ｓｉ及びｓｏｌ．Ａｌの含有量がいずれも０〜０．８％でＳｉ（％）＋ｓｏｌ．Ａｌ（％）が０．３〜０．８％である上記（１）に記載の熱延高張力鋼材。
【００１６】
（４）Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｔｉ：０．００５〜０．１０％、Ｎｂ：０．００５〜０．１０％及びＶ：０．００５〜０．２０％のうちの１種以上を含有する上記（１）から（３）までのいずれかに記載の熱延高張力鋼材。
【００１７】
（５）上記（１）から（４）までのいずれかに記載の化学組成を有する鋼塊若しくは鋼片をＡｃ３　点以上の温度に加熱した後に、又は前記の化学組成を有する鋳造後の鋼塊若しくは熱間加工後の鋼片をＡｒ３　点以下の温度域まで温度低下させることなしに、Ａｒ３　点〜Ａｒ３　点＋５０℃の温度域で１パス当たり４０〜６０％の圧下率で、且つ合計圧下率が７０〜９５％の複数パスからなる熱間圧延を行い、熱間圧延終了後５秒以内に冷却を開始し、１０〜１０００℃／秒の平均冷却速度で５００〜３００℃の温度域まで冷却して巻き取ることを特徴とする熱延高張力鋼材の製造方法。
ここで、或る相の体積割合は面積割合に等しいことが知られており、したがって、上記オーステナイトが組織に占める体積割合は、例えば、通常の２次元的な評価方法によって求めたオーステナイトの割合から決定すればよい。
【００１８】
なお、本発明における「オーステナイト」とは、オーステナイトが変態せずに残ったいわゆる「残留オーステナイト」を指す。
【００１９】
「ポリゴナルフェライト」とは、アスペクト比が２以下であるフェライトを指し、光学顕微鏡や走査型電子顕微鏡による組織観察像を画像解析処理することで確認することができる。なお、アスペクト比は、圧延方向に平行に切断した面における圧延方向のフェライト粒径をｄＲＤ、圧延方向に垂直な方向のフェライト粒径をｄＮＤとしたとき、「ｄＲＤ／ｄＮＤ」又は「ｄＮＤ／ｄＲＤ」で表される。
【００２０】
本発明でいう「平均結晶粒径」とは、いわゆる「切片法」で求めた平均切片長さを１．１２倍したＡＳＴＭ公称粒径を指す。
【００２１】
「実質的な残部組織であるポリゴナルフェライト」とは、オーステナイトを除いた「残部組織」中に、例えばベイナイトのようなポリゴナルフェライト以外の組織が体積割合で全組織の２％以下しか存在しないことをいう。
【００２２】
１パス当たりの圧下率（％）とは、ｎパス目の圧延前の被圧延材厚みをｔｎｉ、圧延後の被圧延材厚みをｔｎｆとしたとき｛（ｔｎｉ−ｔｎｆ）／ｔｎｉ｝×１００で求められるものをいう。又、ｎを２以上の整数として、ｎパスからなる圧延の合計圧下率（％）とは、当該圧延の１パス目の圧延前の被圧延材厚みをｔ１Ｉ、ｎパス目の圧延後の被圧延材厚みをｔｎｆとしたとき｛（ｔ１ｉ−ｔｎｆ）／ｔ１ｉ｝×１００で求められるものをいう。
【００２３】
「平均冷却速度」とは、冷却前後の温度差を冷却時間（例えば、冷却スプレー噴射時間）で割った値をいう。
【００２４】
以下、上記（１）〜（４）の熱延高張力鋼材に係る発明及び（５）のその製造方法に係る発明をそれぞれ（１）〜（５）の発明という。
【００２５】
【発明の実施の形態】
本発明者らは、前記した目的を達成するために種々検討を行い、下記（ａ）〜（ｅ）の知見を得た。
【００２６】
（ａ）Ａｒ３　点直上で大圧下の多パス圧延を行うことにより、オーステナイト中の転位密度が増加するので、圧延後の冷却過程でフェライトの生成が促進され、一方ではベイナイトの生成が抑制される。
【００２７】
（ｂ）上記（ａ）のＡｒ３　点直上での大圧下の多パス圧延終了直後、急冷処理することによって、極めて微細なフェライトが得られる。
【００２８】
すなわち、上記処理により、▲１▼ポリゴナルフェライトの微細化、▲２▼ポリゴナルフェライトの体積割合の増加、▲３▼残留オーステナイトの体積割合の増加及び▲４▼残留オーステナイトの均一微細分散化が可能になる。
【００２９】
ここで、▲３▼の残留オーステナイトの体積割合の増加は、フェライトに比べてＣ含有量の多いベイナイトの生成が抑制された分だけ残留オーステナイトの体積割合が増すことに基づくものである。なお、上記処理で得られる残留オーステナイトは、フェライトの粒界や粒内に微細な粒状として均一分散している。
【００３０】
（ｃ）残留オーステナイトの体積割合が増加することと、残留オーステナイトが微細均一分散することにより延性が向上する。
【００３１】
（ｄ）ポリゴナルフェライトの微細化と体積割合の増加により「強度−延性バランス」が向上する。
【００３２】
（ｅ）ＳｉやＡｌの含有量を低くしても残留オーステナイト量を確保できるので、化成処理性が向上する。
【００３３】
前記（１）〜（５）の本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものである。
【００３４】
以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、各元素の含有量の「％」表示は「質量％」を意味する。
（Ａ）熱延高張力鋼材の化学組成
Ｃ：
Ｃは、熱延後の冷却過程において、フェライト変態の進行に伴い未変態のオーステナイト中に濃縮してオーステナイトを安定化させるとともに、鋼材の強化に寄与する作用を有する。しかし、Ｃ含有量が０．０５％未満では目標とする８７０ＭＰａ以上の引張強度の確保が困難となるし、オーステナイトの安定化効果も十分ではない。一方、その含有量が０．３０％を超えると溶接性が顕著に劣化する上、ポリゴナルフェライト量が減少してベイナイト量が増加し過ぎるために延性も低下する。したがって、Ｃの含有量を０．０５〜０．３０％とした。なお、Ｃの含有量は０．１〜０．２％とすることが好ましい。
【００３５】
Ｍｎ：
Ｍｎはオーステナイト安定化元素であって、Ｍｓ点を低下させるとともに焼入れ性を高めて、パーライト変態を抑制する作用を有する。しかし、Ｍｎの含有量が０．５％未満では前記の効果が得難い。一方、その含有量が３．０％を超えると熱延後の冷却過程で十分なポリゴナルフェライトを生成させることが困難となり、そのためオーステナイト中へのＣの濃縮が不十分となって、オーステナイトを安定化させることができない。したがって、Ｍｎの含有量を０．５〜３．０％とした。なお、Ｍｎの含有量は１．０〜２．０％とすることが好ましい。
【００３６】
Ｓｉ、ｓｏｌ．Ａｌ及びＳｉ（％）＋ｓｏｌ．Ａｌ（％）：
Ｓｉとｓｏｌ．Ａｌは、フェライトを安定化し、ポリゴナルフェライトの生成を促進してＣのオーステナイト中への濃化を促し、且つセメンタイトの析出を遅らせる作用を通じてオーステナイトが未変態で残る量を多くする。こうした効果は、Ｓｉとｓｏｌ．Ａｌのそれぞれを単独で又は複合して含有させることで得られるが、Ｓｉとｓｏｌ．Ａｌの含有量の和であるＳｉ（％）＋ｓｏｌ．Ａｌ（％）の値が０．３％未満では添加効果に乏しい。
【００３７】
上記作用に加えて、Ｓｉにはポリゴナルフェライトを固溶強化して鋼材の引張強度を高める作用があるし、ｓｏｌ．Ａｌにはポリゴナルフェライトの均一且つ微細な生成を促進する作用もあるが、Ｓｉの含有量は３％で、又、ｓｏｌ．Ａｌの含有量はも３％で上記の各効果が飽和するので、前記の量を超えて含有させてもコストが嵩むばかりである。
【００３８】
更に、これまでに述べたＳｉとｓｏｌ．Ａｌの添加効果は、Ｓｉ（％）＋ｓｏｌ．Ａｌ（％）の値が３％となる場合にも飽和する。
【００３９】
したがって、（１）の発明においてはＳｉの含有量を０〜３％、ｓｏｌ．Ａｌの含有量を０〜３％とし、更に、Ｓｉとｓｏｌ．Ａｌの含有量の和であるＳｉ（％）＋ｓｏｌ．Ａｌ（％）の値を０．３〜３％とした。
【００４０】
なお、Ｓｉによるポリゴナルフェライトの固溶強化作用とｓｏｌ．Ａｌによるポリゴナルフェライトの均一且つ微細な生成作用とを十分に活用して熱延高張力鋼材に目標とする８７０ＭＰａ以上の引張強度を安定且つ確実に具備させるには、Ｓｉ（％）＋ｓｏｌ．Ａｌ（％）の値を０．５％以上とするのがよい。したがって、（２）の発明においては、（１）の発明におけるＳｉ（％）＋ｓｏｌ．Ａｌ（％）の値を更に０．５〜３％と狭めることとした。
【００４１】
一方、Ｓｉ及びｓｏｌ．Ａｌの含有量がいずれも０．８％を超えると、高張力鋼材、特に高張力鋼板に化成処理を施すことが困難となる。又、化成処理性はＳｉ（％）＋ｓｏｌ．Ａｌ（％）の値が０．８％を超える場合にも低下する。したがって、（３）の発明においては、良好な化成処理性を確保するために（１）の発明におけるＳｉ及びｓｏｌ．Ａｌの含有量をいずれも０〜０．８％とし、更に、Ｓｉ（％）＋ｓｏｌ．Ａｌ（％）の値を０．３〜０．８％とした。
【００４２】
前記（４）の発明に係る高強度熱間圧延鋼材の化学組成は、析出強化によって強度を一層高めることを目的として、前記（１）から（３）までのいずれかの発明の鋼のＦｅの一部に代えて、０．００５〜０．１０％のＴｉ、０．００５〜０．１０％のＮｂ及び０．００５〜０．２０％のＶの１種以上を含むものである。
【００４３】
上記のＴｉからＶまでのいずれの元素も析出強化によって強度を一層高める作用を有するので、ＴｉからＶまでの元素は、以下に述べる範囲内でそれぞれを単独で含有させてもよいし、２種以上を複合して含有させてもよい。
【００４４】
Ｔｉ、Ｎｂ及びＶ：
Ｔｉ、Ｎｂ及びＶは、添加すれば、いずれもフェライト地に炭窒化物として析出し、析出強化によって強度を高める元素である。この効果を確実に得るには、Ｔｉ、Ｎｂ及びＶのいずれの元素も０．００５％以上の含有量とすることが好ましい。しかし、ＴｉとＮｂはいずれも０．１０％を超えて、又、Ｖは０．２０％を超えて含有させてもその効果は飽和し、コストが嵩むばかりである。したがって、Ｔｉ、Ｎｂ及びＶを添加する場合には、その含有量はそれぞれ０．００５〜０．１０％、０．００５〜０．１０％、０．００５〜０．２０％とするのがよい。
【００４５】
なお、鋼中に混入する不純物としては、Ｐ、Ｓなどが挙げられるが、例えばＰ、Ｓについては、できればその含有量を以下のように規制するのが望ましい。
【００４６】
Ｐ：
Ｐは靱性や延性に悪影響を及ぼすため、その含有量は０．０５％以下に抑えるのが望ましい。なお、ポリゴナルフェライトを一層均一に分散させるために、Ｐの含有量は０．０１０％以下とすることがより一層好ましい。
【００４７】
Ｓ：
Ｓは硫化物系介在物を形成して加工性を低下させるため、その含有量は０．０５％以下に抑えるのが望ましい。なお、一段と優れた加工性を確保するために、Ｓの含有量は０．００３％以下とすることがより一層好ましい。
【００４８】
上述の化学組成を有する鋼は、例えば転炉、電気炉又は平炉等により溶製される。鋼種もリムド鋼、キャップド鋼、セミキルド鋼又はキルド鋼のいずれでもよい。又、鋼塊の製造は、鋳型に注入する「造塊法」又は「連続鋳造法」のいずれの手段を用いても構わない。
（Ｂ）熱延高張力鋼材の組織
本発明の熱延高張力鋼材は、その組織を体積割合で１５％以上のオーステナイトと実質的な残部である平均結晶粒径が１．５〜３μｍのポリゴナルフェライトからなるものとする必要がある。
【００４９】
組織に占めるオーステナイトが体積割合で１５％未満の場合には十分な延性が得られない。オーステナイトの量が多ければ多いほど延性が向上するので、その上限は特に規定するものではないが、前記（Ａ）項に記載の本発明の化学組成では６０％以上のオーステナイトを室温で安定に存在させることは困難である。したがって、組織に占めるオーステナイトの体積割合の上限値は６０％程度としてもよい。
【００５０】
実質的な残部であるポリゴナルフェライトの平均結晶粒径が３μｍを超える場合には、細粒化強化の効果が十分に得られない。一方、上記ポリゴナルフェライトの平均結晶粒径が１．５μｍ未満の場合には、引張強度は上昇するものの延性の低下が著しく、「強度−延性バランス」が急激に悪くなる。したがって、熱延高張力鋼材に目標とする８７０ＭＰａ以上の大きな引張強度と２２％以上の全伸びを有し、「ＴＳ×ＥＬ」の値が２００００ＭＰａ・％以上という優れた「強度−延性バランス」とを安定且つ確実に具備させるために、本発明の熱延高張力鋼材においては、組織を体積割合で１５％以上のオーステナイトと実質的な残部である平均結晶粒径が１．５〜３μｍのポリゴナルフェライトからなるものとした。
【００５１】
既に述べたように、或る相の体積割合は面積割合に等しいことが知られており、したがって、上記オーステナイトが組織に占める体積割合は、例えば、通常の２次元的な評価方法によって求めたオーステナイトの割合から決定すればよい。なお、本発明における「オーステナイト」とは、オーステナイトが変態せずに残ったいわゆる「残留オーステナイト」を指す。
【００５２】
「ポリゴナルフェライト」が、アスペクト比が２以下であるフェライトを指し、光学顕微鏡や走査型電子顕微鏡による組織観察像の画像解析処理によって確認することができること、「平均結晶粒径」がいわゆる「切片法」で求めた平均切片長さを１．１２倍したＡＳＴＭ公称粒径を指すことも既に述べたとおりである。
【００５３】
更に、前述のとおり、「実質的な残部組織であるポリゴナルフェライト」とは、オーステナイトを除いた「残部組織」中に、例えばベイナイトのようなポリゴナルフェライト以外の組織が体積割合で全組織の２％以下しか存在しないことをいう。なお、「残部組織」中におけるポリゴナルフェライト以外の組織の体積割合は全組織の１％以下であることが好ましい。
【００５４】
（Ｃ）熱延高張力鋼材の製造方法
前記（Ａ）項に記載の化学組成と（Ｂ）項に記載の組織とを有する（１）〜（４）の発明に係る熱延高張力鋼材は、例えば、その鋼塊若しくは鋼片をＡｃ３　点以上の温度に加熱した後に、又は、鋳造後の鋼塊若しくは熱間加工後の鋼片をＡｒ３　点以下の温度域まで温度低下させることなしに、Ａｒ３　点〜Ａｒ３　点＋５０℃の温度域で１パス当たり４０〜６０％の圧下率で、且つ合計圧下率が７０〜９５％の複数パスからなる熱間圧延を行い、熱間圧延終了後５秒以内に冷却を開始し、１０〜１０００℃／秒の平均冷却速度で５００〜３００℃の温度域まで冷却して巻き取ることによって製造することができる。
【００５５】
すなわち、鋼塊又は鋼片をＡｃ３　点以上の温度に再加熱することにより、合金元素をオーステナイト中に固溶させることができる。なお、加熱炉や均熱炉など再加熱処理のための炉への装入は、鋳造後や熱間加工後の高温のままの状態で行ってもよいし、一旦室温近傍まで冷却した状態から行ってもよい。
【００５６】
上記のようにしてＡｃ３　点以上の温度に再加熱した鋼塊若しくは鋼片、又はＡｒ３　点以下の温度域まで温度低下していない鋳造後の鋼塊若しくは熱間加工後の鋼片に、Ａｒ３　点〜Ａｒ３　点＋５０℃の温度域において１パス当たり４０〜６０％の圧下率で、且つ合計圧下率が７０〜９５％の複数パスからなる大圧下多パス熱間圧延を施すことにより、オーステナイトの微細化とともにオーステナイトの加工硬化を起こさせて、ポリゴナルフェライトの生成を促進することができる。更に、この熱間圧延終了後５秒以内に１０〜１０００℃／ｓの冷却速度で冷却することで、十分な量の微細なポリゴナルフェライトを生成させることができる。
【００５７】
熱間圧延の終了温度（仕上げ温度）がＡｒ３　点未満であると、熱間圧延中に生成する加工フェライトが増加するため、熱延鋼材の加工性が低下してしまう。一方、圧延終了温度がＡｒ３　点＋５０℃を超えると、オーステナイトの加工硬化が不十分となってポリゴナルフェライトが十分に生成せず、更に変態せずに残るオーステナイトも減少する。
【００５８】
Ａｒ３　点〜Ａｒ３　点＋５０℃の温度域における１パス当りの圧下率が４０％を下回る場合、未変態のオーステナイトへの転位導入が不十分であり、ポリゴナルフェライトが十分に生成しない。一方、７０％を超える圧下を１パスで施すのは設備への負担が非常に大きくなる。
【００５９】
前記Ａｒ３　点〜Ａｒ３　点＋５０℃の温度域における合計圧下率が７０％未満の場合にもオーステナイトの微細化が不十分となり、したがって微細なフェライトが得難い。一方、鋼材（鋼板）の形状を均一に保つために合計圧下率を９５％以下とするのがよい。
【００６０】
熱間圧延終了後の平均冷却速度が１０℃／秒未満の場合は、冷却中にパーライトが生成してオーステナイト量が減少するので十分なＴＲＩＰ効果が得られず、高強度で且つ「強度−延性バランス」に優れた鋼材が得難い。一方、１０００℃／秒以上の平均冷却速度を安定して得るのは設備上困難である。
【００６１】
熱間圧延終了後冷却するまでの時間が５秒を超えると、その間にフェライトが成長してしまい微細粒が得難い。なお、熱間圧延終了後冷却するまでの時間は短いほどフェライトは微細になるが、設備面での制限からその下限値は０．１秒程度である。
【００６２】
巻き取り温度が５００℃を超えるとパーライトが生成してオーステナイト量が減少するし、３００℃を下回る温度で巻き取りを行うとマルテンサイトの生成が促進されるため延性が低下してしまう。
【００６３】
したがって、（５）の発明においては、前記（Ａ）項に記載の化学組成を有する鋼塊若しくは鋼片をＡｃ３　点以上の温度に加熱した後に、又は、鋳造後の鋼塊若しくは熱間加工後の鋼片をＡｒ３　点以下の温度域まで温度低下させることなしに、Ａｒ３　点〜Ａｒ３　点＋５０℃の温度域で１パス当たり４０〜６０％の圧下率で、且つ合計圧下率が７０〜９５％の複数パスからなる熱間圧延を行い、熱間圧延終了後５秒以内に１０〜１０００℃／秒の平均冷却速度で５００〜３００℃の温度域まで冷却して巻き取ることとした。
【００６４】
１パス当たりの圧下率（％）とは、ｎパス目の圧延前の被圧延材厚みをｔｎｉ、圧延後の被圧延材厚みをｔｎｆとしたとき｛（ｔｎｉ−ｔｎｆ）／ｔｎｉ｝×１００で求められるものをいい、又、ｎを２以上の整数として、ｎパスからなる圧延の合計圧下率（％）とは、当該圧延の１パス目の圧延前の被圧延材厚みをｔ１Ｉ、ｎパス目の圧延後の被圧延材厚みをｔｎｆとしたとき｛（ｔ１ｉ−ｔｎｆ）／ｔ１ｉ｝×１００で求められるものをいうこと、「平均冷却速度」が冷却前後の温度差を冷却時間で割った値を指すことは既に述べたとおりである。
【００６５】
なお、本発明に係る熱延高張力鋼板に溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき、電気めっきなどの表面処理を施した場合には、優れた耐食性をも兼備した表面処理鋼板を得ることができる。
【００６６】
以下、実施例により本発明を更に詳しく説明する。
【００６７】
【実施例】
表１に示す化学組成を有する鋼のうち鋼Ａ、Ｂ及びＥを除く鋼を、５０ｋｇの高周波真空溶解炉にて溶解し、各鋼塊を通常の方法で熱間鍛造して幅が５０ｍｍで厚さが５０ｍｍの鋼片とした。次いで、上記の各鋼片を１２００℃に加熱して通常の方法で熱間圧延して厚さ２０ｍｍの鋼板とし、常温近傍まで冷却した。この常温近傍まで冷却した鋼板を１０００℃に加熱してオーステナイト化した後、表２及び表３に示す条件で熱間圧延して厚さ２〜１２ｍｍに仕上げた。なお、圧延仕上げ後は、表２及び表３に示す条件で冷却及び巻き取りを行った。
【００６８】
表１に示す化学組成を有する鋼のうち鋼Ａ、Ｂ及びＥは、５０ｋｇの高周波真空溶解炉にて溶解した後、１２００〜１３００℃に加熱して通常の方法で熱間鍛造と熱間圧延を行い厚さ３０ｍｍの鋼片（鋼板）とし、この鋼片をＡｒ３　点以下に温度低下する前に１０００℃に再加熱し、表２に示す条件で熱間圧延して厚さ１．５〜９ｍｍに仕上げた。
【００６９】
なお、上記の鋼Ａ、Ｂ及びＥについても圧延仕上げ後は、いずれも表２に示す条件で冷却及び巻き取りを行った。
【００７０】
【表１】
2004131833.tif 000002
【００７１】
【表２】
2004131833.tif 000003
【００７２】
【表３】
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【００７３】
このようにして得た厚さ１．５〜１２ｍｍの鋼板の任意の部位から試験片を採取し、組織、常温での引張特性及び化成処理性を調査した。
【００７４】
組織は、走査電子顕微鏡写真からポリゴナルフェライトの平均結晶粒径を求め、又、Ｘ線回折測定からオーステナイト量を求めた。　常温での引張特性はＪＩＳ５号試験片を用いて調査した。
【００７５】
化成処理性は、圧延板を酸洗して所定の時間化成処理液に浸漬し、蛍光Ｘ線分析によって化成処理膜の付着量を求めて評価した。
【００７６】
表４及び表５に、前記の各調査結果をまとめて示す。なお、表４及び表５における化成処理性の「◎」、「○」及び「×」はそれぞれ、膜付着量が「１．５ｇ／ｍ２　以上」、「１ｇ／ｍ２　以上１．５ｇ／ｍ２　未満」、「１ｇ／ｍ２　未満」であることを示す。
【００７７】
【表４】
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【００７８】
【表５】
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【００７９】
表４及び表５から明らかなように、本発明で定める化学組成と組織を有する試験番号１〜１４の熱延鋼板は、引張強度で８７０ＭＰａ以上の高強度と全伸びで２２％以上の高い延性とを有し、「ＴＳ×ＥＬ」の値が２００００ＭＰａ・％以上の優れた「強度−延性バランス」を有している。これらの熱延鋼板のうちでも試験番号７〜９及び１１〜１４の熱延鋼板は、化学組成におけるＳｉの含有量が０〜０．７２％でＳｉ（％）＋ｓｏｌ．Ａｌ（％）が０．６５〜０．７８％の鋼を素材とするため、符号で「○」の良好な化成処理性を有することが明らかである。
【００８０】
これに対して、本発明で定める化学組成を有していても、その組織が本発明で規定する条件から外れた試験番号１５〜２４及び２６の熱延鋼板は、目標とする引張強度、全伸び及び「ＴＳ×ＥＬ」の値のすべてを満足できるというものではない。又、本発明で定める組織を有していても、その化学組成が本発明で規定する条件から外れた試験番号２７の熱延鋼板も、引張強度及び「ＴＳ×ＥＬ」の値が目標に達していない。化学組成と組織がともに本発明で規定する条件から外れた試験番号２５及び２８の熱延鋼板は、全伸び及び「ＴＳ×ＥＬ」の値が目標に達していない。
【００８１】
【発明の効果】
本発明の熱延高張力鋼材は、８７０ＭＰａ以上の引張強度と２２％以上の全伸びを有し、「ＴＳ×ＥＬ」の値が２００００ＭＰａ・％以上で「強度−延性バランス」に優れるので、自動車や各種の産業機械に用いられる高強度構造部材の素材として利用することができる。本発明の熱延高張力鋼材のうち化成処理性が良好な鋼材の適用範囲は特に広いものである。本発明の熱延高張力鋼材は、本発明の方法によって比較的容易に製造することができる。