(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：0.2 mass％以下、
Si：2.0 mass％以下、
Mn：3.0 mass％以下および
Al：0.10mass％以下
を含み、かつTiを0.05mass％未満に抑制し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる鋼片を、熱間圧延するに当たり、仕上げ温度をＡr3〜（Ａr3＋100 ℃）とし、圧延後、0.5 秒以内に冷却を開始して350〜600℃の温度範囲で巻き取り、さらに最終スタンドの圧下歪みをＥ、600℃までの平均冷却速度をCR（℃/s）とするとき、ＥとCRについて、次式(1)の関係を満足させることを特徴とする、フェライト粒径：3.5μm以下の微細組織を有する加工用高張力熱延鋼板の製造方法。
Ａ＝88CR-0.6＋0.2 (42.8(mass%Si)−28.26(mass%Mn)−190.6 (mass%Ｃ))
＋9.8
とする時
Ｅ／log(ｄ／Ａ) ＝0.630〜3.0                --- (1)
ここで、ｄ：仕上げ圧延前のオーステナイト粒径（μm)
【請求項２】
Ｃ：0.2 mass％以下、
Si：2.0 mass％以下、
Mn：3.0 mass％以下および
Al：0.10mass％以下
を含み、かつ
Ti：0.05〜0.5 mass％
を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる鋼片を、熱間圧延するに当たり、1150℃以下で加熱を行い、仕上げ温度をＡr3〜（Ａr3＋100 ℃）とし、圧延後、0.5 秒以内に冷却を開始して350〜600℃の温度範囲で巻き取り、さらに最終スタンドの圧下歪みをＥ、600 ℃までの平均冷却速度をCR（℃/s）とするとき、ＥとCRについて、次式(1)の関係を満足させることを特徴とする、フェライト粒径：3.5μm以下の微細組織を有する加工用高張力熱延鋼板の製造方法。
Ａ＝88CR-0.6＋0.2 (42.8(mass%Si)−28.26(mass%Mn)−190.6 (mass%Ｃ))
＋9.8
とする時
Ｅ／log(ｄ／Ａ) ＝0.630〜3.0                --- (1)
ここで、ｄ：仕上げ圧延前のオーステナイト粒径（μm)
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、自動車用、家電用、機械構造用および建築用等の使途に供して好適な熱延鋼板、特に熱延ままで超微細粒組織を有し、延性とバーリング性に優れた加工用高張力熱延鋼板の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
近年、自動車産業界においては、自動車の燃費向上対策の一つとして、車体軽量化に対する要求が高まっている。車体の軽量化のためには、薄肉化を可能とする、高強度化した高張力鋼板の使用が指向されている。しかしながら、一般的に、高強度化に伴い、延性やバーリング性等の加工性は低下する。このため、かような加工性の劣化を抑えた、熱延高張力鋼板が要望されていた。
【０００３】
従来、加工性が優れた高張力鋼板としては、フェライトを主相として、マルテンサイトやベイナイトを第２相とするデュアルフェーズ鋼板（例えば特開昭54−11425 号公報）が提案されている。このデュアルフェーズ鋼板は、強度−延性バランスに優れ、高加工性を有し、自動車部品に好適であるとはいえ、バーリング加工性に劣るところに問題を残していた。また、この問題は、TRIP（Transformation Induced Plasticity ：変態誘起塑性）鋼についても同様であった。
【０００４】
そこで、上記の問題を解決する方法として、例えば特開昭57−145965号公報には、合金元素を低減したＣ−Si−Mn鋼を用い、熱間圧延に際し、最終圧延パス後の冷却速度と巻き取り温度を調整することによって、フェライトとベイナイトの複合組織とした高張力熱延鋼板の製造方法が開示されている。また、特開昭60−181231号公報には、仕上げ圧延の全圧下率や圧延後の冷却速度を調整してベイナイト主体の組織とする高張力熱延鋼板の製造方法が開示されている。
【０００５】
しかしながら、特開昭57−145965号公報に記載されたフェライト−ベイナイト複合組織を有する高張力熱延鋼板では、バーリング加工性は向上するものの、自動車メーカーから要望されているほど高レベルの強度−延性バランスを得ることはできなかった。
また、特開昭60−181231号公報に記載された鋼板は、従来よりもバーリング加工性は改善されているが、この鋼板の強度−穴拡げ加工性バランスは、引張強さ(TS)×穴拡げ加工性（λ）で高々 47000 MPa・％程度にすぎなかった。なお、ここでλは後述する穴拡げ率（％）である。さらに、強度−延性バランスは、TS×伸び（El）が最高でも 20000 MPa・％程度で、やはり自動車メーカーから要望されているほどの高レベルの特性を満足するまでには至っていない。
【０００６】
一方、上記の手法とは別に、延性とバーリング性の両方の特性を確保しつつ、高強度を得る手法として、組織を微細化する方法が提案されている。例えば、特開昭58−123823号公報には、オーステナイト粒に大圧下を加えることによって、オーステナイト（γ）→フェライト（α）への歪み誘起変態を促進させることにより、微細粒を有する高張力熱延鋼板を製造する方法が開示されている。
また、特開平９−143570号公報には、Ti，Nbを含む鋼を1100℃以下に低温加熱したのち、熱間圧延を施すことによって、微細粒を有する高張力熱延鋼板を製造する方法が開示されている。
【０００７】
しかしながら、特開昭58−123823号公報に記載された方法は、微細粒組織を得ることができるとはいえ、得られる組織は圧延方向に延ばされた組織となるので、機械的特性の異方性が大きくなるという問題があった。プレス成形用の自動車用鋼板においては、成形限界は最も延性が劣る方向での特性水準に支配されるので、異方性が大きい鋼板では高いプレス性を確保することは難しい。
また、特開平９−143570号公報に記載された方法では、等方的で微細な組織が形成され、優れた強度−延性バランス、強度−穴拡げバランスが得られるものの、Ti，Nb添加量のわりには、高強度が得られないところに問題を残していた。
【０００８】
ところで、結晶粒の微細化は、フェライト自体の強度−延性バランスを向上させるという効果を発揮する。ただし、必要以上に微細化すると局部伸びが低下する場合がある。また、フェライトの微細化は、第２相（ベイナイト、マルテンサイト、パーライトなど）の微細化をもたらし、これが成形性の向上に寄与する。特に、穴拡げ性などの局部延性については第２相の微細化は効果的である。
そして、上記した２つの効果により、微細粒鋼は優れた成形性を有することになるものと考えられる。
【０００９】
上記の２つの微細化効果を最大限に発揮するには、好適な母相の粒径と、第２相の分率、相種および粒径が存在すると考えられる。この意味で、従来からフェライト粒径と第２相を精度よく制御する手法が求められていた。
従来、提案されている微細粒化の手法は、Ti，Nbなどの添加が必須のものが多く、このような元素は圧延中の再結晶を抑制するため、特に高張力鋼板に適用した場合、圧延負荷が過大になるという問題があった。また、圧延直後に冷却する微細粒化技術も開示されているが、このような微細粒化技術も、特定の成分および圧下率の下では効果を発揮するものの、同じ処理条件を別の成分系に適用した場合には、必ずしも微細粒化が達成されるとは限らなかった。
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】
このため、鋼組成に応じた適正な圧下、冷却条件を提示できる技術が求められていた。またこの場合、Ti，Nbを添加せずに微細化を図る技術、さらにTi，Nbを添加した場合には、従来以上に微細化効果が期待できる技術が望まれていた。
【００１１】
本発明は、上記の要望に有利に応えるもので、加工性、特に延性とバーリング性に優れた高張力熱延鋼板の有利な製造方法を提案することを目的とする。
ここに、本発明で目標とする材質レベルは次のとおりである。
TS×λ≧ 60000 MPa・％
TS×El≧ 22000 MPa・％
【００１２】
【課題を解決するための手段】
さて、発明者らは、上記の目的を達成すべく鋭意研究を重ねた結果、成分系に応じた圧下、冷却条件を規定することにより、フェライト粒径を微細化できるだけでなく、第２相の分率を抑えその粒径も微細化し得ること、さらに第２相の硬さも制御し得ることを見出した。
例えば、Mnのような焼入れ性の向上元素を多量に含有する鋼を速く冷却しすぎると、フェライト変態が十分進行せず、第２相の分率が高くなると同時に硬質化し、加工性が低下する場合があった。また、過大な圧下を行うとフェライト変態温度が高くなり、粒成長によりかえって微細粒化しない場合があった。
【００１３】
この点、本発明では、鋼の変態温度と、加工前のオーステナイト粒径および加工度とのバランスを図ることで、フェライト核生成サイトの発生とその粒成長速度および第２相の低温変態をバランスさせ、上記のような問題を解決することに成功した。
本発明に従った場合、具体的には、第２相の分率を15％程度以下に抑制でき、主相であるフェライトとの硬度差が大きく穴拡げ性を低下させるマルテンサイトの生成を抑制することができる。また、第２相の分率を15％程度以下に抑制できれば、主相の微細粒化に伴って第２相も微細・均一に分散するようになり、延性破壊の大きな起点が消失して、延び、穴拡げ性などの加工性が向上するのである。
【００１４】
本発明のもう一つの特徴は、従来多用されてきたNbの添加を必須としないことである。上述したような形でフェライト核生成サイトの発生とその粒成長速度をバランスさせることにより、従来Nb添加鋼で得られていたのと同等以上の、3.5μm 以下のフェライト粒径を得ることができる。Nbの添加は熱延後の再結晶を抑制して低温で変態させ、フェライト核生成サイトを増やすことが要点であるが、未再結晶状態の展伸γ粒からの変態を余儀なくされるため、異方性が大きくなるという材質上の問題の他、圧延負荷が増大するという操業上の問題もかかえていた。
本発明によれば、このような問題はなく、過大な負荷なしに異方性の小さい材料を製造することができる。
【００１５】
また、Tiを添加した場合には、動的再結晶によって過大な圧延負荷なしに効果的にγの粒成長を抑制することができ、この場合もフェライト核生成サイトの発生とその粒成長速度をバランスさせることにより、従来よりも格段に安定して微細フェライト粒を得ることができる。
【００１６】
すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．Ｃ：0.2 mass％以下、
Si：2.0 mass％以下、
Mn：3.0 mass％以下および
Al：0.10mass％以下
を含み、かつTiを0.05mass％未満に抑制し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる鋼片を、熱間圧延するに当たり、仕上げ温度をＡr3〜（Ａr3＋100 ℃）とし、圧延後、0.5 秒以内に冷却を開始して350〜600℃の温度範囲で巻き取り、さらに最終スタンドの圧下歪みをＥ、600℃までの平均冷却速度をCR（℃/s）とするとき、ＥとCRについて、次式(1)の関係を満足させることを特徴とする、フェライト粒径：3.5μm以下の微細組織を有する加工用高張力熱延鋼板の製造方法。
Ａ＝88CR-0.6＋0.2 (42.8(mass%Si)−28.26(mass%Mn)−190.6 (mass%Ｃ))
＋9.8
とする時
Ｅ／log(ｄ／Ａ) ＝0.630〜3.0                --- (1)
ここで、ｄ：仕上げ圧延前のオーステナイト粒径（μm)
【００１７】
２．Ｃ：0.2 mass％以下、
Si：2.0 mass％以下、
Mn：3.0 mass％以下および
Al：0.10mass％以下
を含み、かつ
Ti：0.05〜0.5 mass％
を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる鋼片を、熱間圧延するに当たり、1150℃以下で加熱を行い、仕上げ温度をＡr3〜（Ａr3＋100 ℃）とし、圧延後、0.5 秒以内に冷却を開始して350〜600℃の温度範囲で巻き取り、さらに最終スタンドの圧下歪みをＥ、600℃までの平均冷却速度をCR（℃/s）とするとき、ＥとCRについて、次式(1)の関係を満足させることを特徴とする、フェライト粒径：3.5μm以下の微細組織を有する加工用高張力熱延鋼板の製造方法。
Ａ＝88CR-0.6＋0.2 (42.8(mass%Si)−28.26(mass%Mn)−190.6 (mass%Ｃ))
＋9.8
とする時
Ｅ／log(ｄ／Ａ) ＝0.630〜3.0                --- (1)
ここで、ｄ：仕上げ圧延前のオーステナイト粒径（μm)
【００１８】
【発明の実施の形態】
以下、本発明を具体的に説明する。
微細なフェライト組織を得るためには、フェライト変態曲線のノーズ付近で変態させることが重要である。
フェライト変態曲線のノーズの位置は、成分、オーステナイト粒径、圧下率によって変化する。成分では、MnやＣはフェライト変態を遅らせ、Siは促進効果を有している。オーステナイト粒径は、細かいほどフェライト変態を促進させる。そして、加工歪みも大きいほどフェライト変態を促進させる。これらのフェライト変態促進効果と、遅延効果をうまくバランスさせてフェライト変態のノーズ付近で変態させる条件が上記の条件である。
Ａ値は、上記の冷却速度（CR）、成分で加工が加わらなかった場合（歪みがゼロ）において、フェライト変態のノーズ付近で変態できる臨界の結晶粒径である。オーステナイト粒径がこの臨界粒径よりも小さい場合は、微細化によりフェライト変態が促進され、フェライト変態温度が高くなり、フェライト核生成よりも、粒成長の方が優先的となり、微細組織が得られない。また、Ａ値が負の値である場合、通常の圧延で達成できる冷却速度では、フェライト変態ができず、主相が低温変態相となってしまう。
【００１９】
このＡ値と実際のオーステナイト粒径との比をとり、圧延の歪量との関係について調べた結果、Ｅ／log(ｄ／Ａ）が０〜3.0 となるの範囲に調整することが微細なフェライト組織を得る条件であることが究明された。
ここで、最終スタンドの圧下歪みＥは、スタンド通過前後の板厚ｔ0 およびｔからＥ＝ln（ｔ0 ／ｔ）で算出される真歪量であり、一般に用いられる圧下率ｅ＝１−（ｔ／ｔ0 ）に対して、Ｅ＝ln｛１／(1−ｅ）｝の関係がある。
Ｅ／log(ｄ／Ａ）の比が０未満の場合は、オーステナイト粒径が臨界粒径よりも小さくなることを意味し、フェライト変態温度が高くなり、フェライト核生成よりも粒成長の方が優先的となり、微細組織が得られない。
また、3.0 を超える場合も、冷却条件、γ粒径、成分から予想される適正な歪み量を超えて圧延するため歪み誘起によりフェライト変態温度が高くなり、フェライト核生成よりも、粒成長の方が優先的となって微細組織が得られない。微細組織が得られない場合は、十分なフェライト変態が行えずに第２相分率が高くなったり、硬質な第２相の粒径が大きくなって、穴拡げ性や伸び特性を劣化させてしまう。
ただし、これには、母相の粒径が十分小さいことが必要条件となる。このため加熱温度や仕上げ温度、さらには成分組成を本発明の範囲に限定することが重要なわけである。
【００２０】
まず、本発明において素材の成分組成を前記の範囲に限定した理由について説明する。
Ｃ：0.2 mass％以下
Ｃは、安価な強化成分であり、所望の鋼板強度に応じて必要量を含有させる。しかしながら、Ｃ量が 0.2mass％を超えると、加工性が劣化するだけでなく溶接性も劣化する。また、Ｃ量が 0.2mass％を超えると、第２相分率が15％を超えて大きくなり易くなる。このためＣは 0.2mass％以下に限定した。より好ましくは0.05〜0.15mass％の範囲である。
【００２１】
Si：2.0 mass％以下、Mn：3.0 mass％以下
SiやMnは、鋼の強度、第２相の制御に非常に重要な元素である。特にSiは、マトリックスであるフェライトを成形性を低下させることなく強化することが可能である。また、オーステナイトからフェライトへの変態時、オーステナイトへの炭素の排出を行い、残留オーステナイトを生成させ、成形性を向上させる効果も有する。一方、Mnは変態点を下げる効果があり、より低温でフェライト変態を生じさせることによりフェライトの微細化に貢献する。また、粒界への偏析は、粒成長を抑制する効果を有する。しかしながら、Siについては 2.0mass％を超えて、またMnについては 3.0mass％を超えて添加すると、溶接性や化成処理性の低下を招くので好ましくない。
従って、Si：2.0 mass％以下、Mn：3.0 mass％以下とする必要がある。
なお、引張強度が 590 MPa以上の熱延鋼板を得ることを考えると、SiやMnの固溶強化能、第２相の制御機能を活用する必要がある。この意味で、Siは0.01mass％以上より好ましくは 0.1mass％以上、一方Mnは0.05mass％以上より好ましくは0.5 mass％以上含有させることが望ましい。
【００２２】
さて、上記した有用成分を添加することは成形性と高強度化の両立に必要であるが、組織をつくる上で、圧延条件も添加量に応じて変化させる必要がある。その効果は特にフェライト変態温度に大きく影響する。
そこで、Ａ値に、各元素の変態温度に及ぼす影響を取り込むと共に、冷却速度との関係を求めたところ、前掲式Ａが得られたのである。
【００２３】
以上、必須成分について説明したが、本発明では、その他にも以下に述べる各元素を適宜含有させることができる。
Ｐ：0.5 mass％以下
Ｐは、強化成分として有用であり、所望の鋼板強度に応じて添加することができる。しかしながら、過剰の添加は粒界に偏析し、脆化の原因となる。このため、Ｐは0.5 mass％以下とすることが好ましい。なお、過剰な低減はコスト高となるので、好ましくは 0.001〜0.2 mass％より好ましくは 0.005〜0.2 mass％である。
なお、Ｐが0.05mass％以上になると、変態点に対する影響が無視できなくなるので、この場合にはＡ値として以下に示す式を用いる。
【００２４】
Cr：0.1 〜2.0 mass％，Mo：0.1 〜2.0 mass％、，Ni：0.1 〜2.0 mass％
フェライトの固溶強化と粒成長の抑制という意味で、Cr，Mo，Niなどの元素を添加することも有効である。Cr，Mo，Niはいずれも 2.0mass％を超えて添加しても効果が飽和するため、経済的な観点からこれを上限とする。また、0.1 mass％未満ではほとんどその効果を発揮しないため、好ましくは 0.1〜2.0 mass％とする。添加する場合は、Ｐと共に、前掲式Ａにその元素の変態点の変化代（１mass％当たりの変態点の変化）を加えることで制御が可能である。具体的には、Ａ値として次式を用いる。
0004848586.tif 000002
【００２５】
Al：0.10mass％以下
Alは、脱酸剤として作用すると共に、結晶粒を微細化する元素であり、必要に応じて含有させることができる。しかしながら、Al量が0.10mass％を超えると、酸化物系介在物が増加して清浄度が低下し、表面欠陥を増加させる。このため、Alは0.10mass％以下とするのが好ましい。より好ましくは 0.005〜0.07mass％である。
【００２６】
Ti：0.05〜0.5 mass％
Tiは、さらに微細化を図るための元素である。固溶Tiは、Nbと同様に仕上圧延後の再結晶を遅らせる元素として知られている。しかしながら、さらに詳細な検討を行った結果、Tiを含有する低炭素鋼を熱間圧延するに当たり、低温で加熱するとTiＣが加熱中に溶解せずに残留するが、これは上記の再結晶抑制効果に悪影響を及ぼさないこと、しかもTiＣの存在が、オーステナイトの結晶粒の成長を抑制し、結晶粒をより微細化できること、さらにこのような加工前のオーステナイト粒の微細化によって熱延中に動的再結晶が発現し、変形抵抗の低下、オーステナイト粒成長の抑制などが生じることが判明した。
この効果を発揮させるためには、Tiは0.05mass％以上必要であり、それ未満だとTiＣの析出が不充分である。しかしながら、0.5 mass％を超える添加は、Ｃを本発明の上限値で添加したとしても多すぎて、固溶Tiによる過度の強化が進むだけでなく、TiＣの量が多くなり、逆に成形性が損なわれることから、Tiは0.05〜0.5 mass％が好ましい。
なお、上記の範囲でTiを含有させる場合には、加熱温度は1150℃以下とする必要がある。
【００２７】
なお、本発明では、不純物元素のうち特にＳは、MnＳ等の非金属介在物を形成し、延性を低下させ、穴拡げ加工性（バーリング性）を劣化させるため、できるだけ低減することが望ましい元素である。バーリング性の観点からは 0.005mass％まで許容できる。このためＳは0.005 mass％以下とするのが好ましい。より好ましくは0.0015mass％以下である。
【００２８】
次に、本発明に従う製造条件について説明する。
加熱温度
熱間圧延は、溶製素材を一旦冷却したのち再加熱する再加熱圧延としても、直送圧延やホットチャージローリングとしても良い。また、薄スラブ鋳片のような連続鋳造された薄スラブを直接熱間圧延してもよい。再加熱する場合には、初期オーステナイト粒を微細化するために、1150℃以下に加熱するのが望ましい。また直送圧延する場合も、1150℃以下まで冷却したのち圧延を開始するのが、オーステナイト粒の微細化を促進する上で好ましい。
また、特にTiを添加した場合には、加熱温度は、TiＣの析出温度を考慮して、1150℃以下にする必要がある。
【００２９】
仕上げ圧延温度：Ａr3〜（Ａr3＋100 ℃）
仕上げ圧延温度がＡr3点を下回ると、加工中にフェライトが生成し、これに起因して特に熱延板の表層部が粗大粒となったり、強度や伸びの板面内異方性が大きくなるので好ましくない。一方（Ａr3＋100 ℃）を超えると導入した加工歪みが加工中に回復して、目的とする加工歪みの蓄積が達成できず、また粒成長が生じてオーステナイト粒径が大きくなるので好ましくない。よって、仕上げ圧延温度はＡr3〜（Ａr3＋100 ℃）の範囲に限定した。
【００３０】
圧延後の冷却開始時間：0.5 秒以内
圧延後の高温状態で 0.5秒を超えて保持されると、オーステナイトの粒成長が生じてフェライト変態前の粒径が大きくなり、その後いくら低温で変態させたとしても 3.5μm 以下のフェライト粒を得ることができなくなる。従って、圧延後の冷却開示時間は 0.5秒以内とした。
【００３１】
巻取り温度
コイルの巻取り温度は 350〜600 ℃とする。巻き取り後の冷却速度は特に限定されるものではなく、製造しようとする鋼板に応じて適宜定めれば良い。しかしながら、巻取り温度が高いと、パーライト主体の組織となってフェライト粒の粒成長が起こり易くなり、一方巻取り温度が低いと第２相がマルテンサイト主体の組織となって伸びフランジ性が劣化する。従って、コイルの巻取り温度は 350〜600 ℃の範囲に限定したのである。
【００３２】
最終スタンドの圧下歪みＥと 600℃までの平均冷却速度CRとの関係
前述したとおり、
Ａ＝88CR-0.6＋0.2 (42.8(mass%Si)−28.26(mass%Mn)−190.6 (mass%Ｃ))＋9.8
とする時、微細なフェライト粒を得るためには、Ｅ／log(ｄ／Ａ) を０〜3.0の範囲に調整する必要がある。
そこで、本発明では、ＥとCRについて、次式(1) の関係を満足させることにしたのである。
Ｅ／log(ｄ／Ａ) ＝０〜3.0                --- (1)
ここで、ｄ：仕上げ圧延前のオーステナイト粒径（μm)
なお、Ａ値が負の値となる場合はＥ／log(ｄ／Ａ) は計算不能となり、本発明の範囲外である。
また、冷却速度を制御すべき温度範囲の下限を 600℃としたのは、一般に 600℃以上の領域でフェライト変態が終了するからである。
【００３３】
図１(a), (b), (c) にそれぞれ、成分組成、加熱温度および仕上げ温度は本発明の適正範囲を満足する材料について、Ｅ／log(ｄ／Ａ) を種々に変化させた場合のTS×λ、TS×Elおよびフェライト粒径ｄαについて調べた結果を示す。
同図に示したとおり、Ｅ／log(ｄ／Ａ) を０〜3.0 の範囲に制御することによって、微細なフェライト組織が得られ、TS×λ、TS×Elも高い、優れた加工性を有する熱延鋼板が得られることが分かる。特に、結晶粒径については、Tiを添加することにより、さらなる微細化が達成されていることが分かる。
これに対し、Ｅ／log(ｄ／Ａ) が０未満、または 3.0を超えると、フェライト変態温度が高くなり、フェライト核生成よりも、粒成長の方が優先的となり、微細組織が得られない。微細組織が得られない場合は、十分なフェライト変態が行えずに第２相の分率が大きくなったり、硬質な第２相の粒径が大きくなって、穴拡げ性や、伸び特性を低下させてしまう。
【００３４】
かくして、フェライトを主相として、パーライトやベイナイトを第２相とする微細組織の複相鋼板が得られるのであるが、主相であるフェライト相の分率は85％以上とすることが好ましい。というのは、フェライト相分率が85％未満になると、硬質な第２相が増えると共に第２相の大きさも増大し、マクロな破壊の起点となって加工性が低下するからである。
また、かかるフェライト相の粒径は 3.5μm 以下とすることが好ましい。というのは、フェライト粒径が 3.5μm を超えると、これに伴って第２相の大きさも増大し、やはりマクロな破壊の起点となって所望する加工性が得られなくなるからである。
【００３５】
一方、第２相としては、まず相の種類については、パーライト、ベイナイトまたは残留オーステナイトが好ましく、またその分率は15％以下とすることが好ましい。というのは、硬質なマルテンサイトが存在したり、第２相の分率が15％を超えると、マクロな破壊の起点となって加工性が低下するからである。なお、本発明では、第２相の粒径が小さく、パーライトとセメンタイトを明確に識別することは困難であるため、本発明では、セメンタイトも含め、パーライトとして表すこととする。
また、かかる第２相の粒径は２μm 以下とすることが好ましい。というのは、第２相の粒径が２μm を超えると、やはりマクロな破壊の起点となって所望する加工性が得られなくなるからである。
【００３６】
【実施例】
表１に示す成分組成になるスラブを、表２に示す条件で熱間圧延し板厚：3.2mmの熱延板とした。
なお、表２中、オーステナイト粒径（γ粒径）は、仕上げ圧延前のシートバーを急冷してピクリン酸によるエッチングで組織観察し、１mm×１mmの視野で10箇所測定してその平均を求めた結果である。
かくして得られた熱延板のJIS 5 号試験片による引張特性、フェライト粒径および穴拡げ率について調べた結果を表３に示す。
また、表３には、第２相の分率、粒径および相の種類について調査した結果も併せて示す。
なお、フェライト粒径は 0.1mm×0.1mm の視野で10箇所測定してその平均値で表示した。また、穴拡げ試験は、日本鉄鋼連盟規格 JFST 1001に準じ、採取した試験片に12.5％のクリアランスで10mmφの穴を打ち抜き、頂角：60°の円錐ポンチを打ち抜き後のせん断面にかえりのある側の反対側から挿入して穴を拡げる成形を行い、亀裂が板厚を貫通した時の穴径ｄを求め、次式に基づき穴拡げ率λを計算した。
λ（％）＝｛（ｄ−ｄ0)／ｄ0 ｝× 100
ここで、ｄ：試験後の穴径（mm）
ｄ0 ：試験前の穴径（mm）
さらに、強度−伸びバランスはTS×Elで、強度−穴拡げバランスTS×λで評価した。
【００３７】
【表１】
0004848586.tif 000003
【００３８】
【表２】
0004848586.tif 000004
【００３９】
【表３】
0004848586.tif 000005
【００４０】
表３から明らかなように、本発明に従い得られた熱延板はいずれも、TS×λが60000MPa・％以上、TS×Elが22000MPa・％以上という優れた加工性が得られている。
これに対し、No.2は、圧延後の冷却開始時間が長い場合であるが、この場合には冷却開始までの間に組織的な変化（回復や再結晶）が生じてしまうため、熱延板の粒径が粗粒となり、特に穴拡げ性が低下した。
No.3は、仕上げ圧延温度が高いために、圧延歪みと冷却速度のバランスが不適切となり、熱延板の粒径が粗粒となった。また、第２相の粒径も大きくなり、強度−伸びバランス、強度−穴拡げバランスとも低下した。
No.6は、Tiを 0.100mass％添加して材料について加熱温度の上昇により、オーステナイト粒径が大きくなってしまった結果、No.3と同様に、熱延板の粒径が粗粒となり、強度−伸びバランス、強度−穴拡げバランスが低下した。
No.7は、成分に対する圧下歪みと冷却速度が整合しないために粒径が大きくなった。
No.11 〜13は、成分組成あるいはさらに仕上げ温度が適正範囲から外れているために、所望の特性を得ることができなかった。すなわち、No.11 は、Ti量が上限を超えて含有されているため固溶Tiによって延性を担う軟質であるはずのフェライト粒が硬質化し、強度−伸びバランス、強度−穴拡げバランスが低下した。また、No.12 では、Mn量が多いためにフェライト変態温度が低くなり、仕上げ温度が変態点に対して高すぎ、変態前に加工歪みが回復するので、粒が粗大化し、強度−伸びバランス、強度−穴拡げバランスが低下した。さらに、No.13 では、Ｃ量が多いため、変態点が低くなり、フェライト変態を十分に進行させることができなかった。このため、大きく、硬質な第２相の存在により、特に穴拡げ性が低下した。
【００４１】
【発明の効果】
かくして、本発明によれば、結晶組織を効果的に微細化して、加工性特に延性とバーリング性に優れた高張力熱延鋼板を安定して得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】  Ｅ／log(ｄ／Ａ) を種々に変化させた場合のTS×λ、TS×Elおよびフェライト粒径ｄαの変化状況を示したグラフである。
【図１】
0004848586.tif 000006