(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量百分率で
Ｃ：0.05〜0.25％、
Si：0.5 〜2.0 ％、
Mn：0.5 〜3.0 ％、
Ti：0.05〜0.3 ％、
Ｓ：0.0001〜0.003 ％、
Al：0.10％以下および
Ｐ：0.1 ％以下
を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になり、
鋼組織が、ポリゴナルフェライトからなる主相と、ベイナイトおよび残留オーステナイトからなる第２相とからなり、
上記残留オーステナイトの占積率が５ vol％以上でかつ、上記ポリゴナルフェライトの平均結晶粒径ｄf が 0.8μm 以上 5.0μm 以下、上記平均結晶粒径ｄf と上記第２相の平均結晶粒径ｄs の比ｄf ／ｄs が５以上、第２相間距離Ｌが２ｄs 以上であることを特徴とする伸びフランジ性に優れた高延性熱延鋼板。
【請求項２】
請求項１において、鋼がさらに、質量百分率で
Nb：0.10％以下、
Ｖ：0.10％以下、
Cu：1.0 ％以下、
Mo：1.0 ％以下、
Ni：1.0 ％以下、
Cr：1.0 ％以下、
Ca：0.0005〜0.015 ％、
REM：0.001 〜0.05％および
Ｂ：0.0002〜0.01％
のうちから選んだ１種または２種以上を含有する組成になることを特徴とする伸びフランジ性に優れた高延性熱延鋼板。
【請求項３】
質量百分率で
Ｃ：0.05〜0.25％、
Si：0.5 〜2.0 ％、
Mn：0.5 〜3.0 ％、
Ti：0.05〜0.3 ％、
Ｓ：0.0001〜0.003 ％、
Al：0.10％以下および
Ｐ：0.1 ％以下
を含有し、あるいはさらに
Nb：0.1 ％以下、
Ｖ：0.1 ％以下、
Cu：1.0 ％以下、
Mo：1.0 ％以下、
Ni：1.0 ％以下、
Cr：1.0 ％以下、
Ca：0.0005〜0.015 ％、
REM：0.001 〜0.05％および
Ｂ：0.0002〜0.01％
のうちから選んだ１種または２種以上を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼片を熱間圧延するに当たり、
加熱温度を1150℃以下とし、粗圧延後、累積圧下率：80％以上、圧延終了温度：800 〜950 ℃の条件下で仕上圧延を行い、この仕上圧延終了後、２秒以内に、50℃/s以上の冷却速度で第１段冷却を開始し、該第１段冷却を 600〜700 ℃で終了し、引き続き５℃/s以下の冷却速度の第２段冷却を２〜５秒間実施したのち、20℃/s以上の冷却速度の第３段冷却を開始し、 150〜380 ℃の温度範囲で巻取ることを特徴とする伸びフランジ性に優れた高延性熱延鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、特に自動車用鋼板としての使用に供して好適な、極めて高い伸びフランジ性と延性とを兼ね備えた高強度熱延鋼板およびその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
自動車の燃料消費の低減および衝突時における安全性の向上の観点から、自動車の車体に使用される鋼板には、高強度化と高延性化とを同時に達成することが求められる。
このような目的で開発された鋼としては、フェライトとマルテンサイトを主体とする組織を有する複合組織鋼板（以下、ＤＰ鋼と呼ぶ）や、フェライト、ベイナイトおよび残留オーステナイトからなる組織を有するＴＲＩＰ鋼が知られている。
【０００３】
上記の鋼のうち、ＤＰ鋼は、延性の点でＴＲＩＰ鋼より劣り、その強度と延性とのバランス（TS×El）は 20000 MPa・％以下である。
一方、ＴＲＩＰ鋼は、変形時に残留オーステナイトがマルテンサイトに変態することで高延性を示し、TS×Elが 20000 MPa・％を超えることが可能である。
【０００４】
例えば、特開平３−10049 号公報には、Ｃ, Si, Mnを基本成分として含有する鋼を、圧下率：80％以上、圧延終了温度：780 〜900 ℃で熱間仕上圧延し、仕上圧延終了後、40℃/s未満の冷却速度で冷却を開始し、仕上圧延温度や仕上圧延速度から決まる所定温度で冷却を終了し、ついで冷却速度：40℃/s以上で冷却して350 〜500 ℃で巻取ることにより、ポリゴナルフェライトの占積率が61％以下、ポリゴナルフェライトの占積率と粒径の比が18以上で、しかもベイナイトと残留オーステナイトとからなる第２相を有し、かつ該第２相中の残留オーステナイトが５％以上である鋼組織を有する熱延鋼板の製造方法が開示されている。
そして、この熱延鋼板では、TS×El＝20000MPa・％程度を達成することが可能である。
【０００５】
しかしながら、上記の技術では、高強度鋼板に要求されるもう一つの特性である伸びフランジ性については何ら考慮が払われていない。
伸びフランジ性は、一般に、穴拡げ試験により求められる穴拡げ率で整理されるもので、引張試験で得られる機械的性質の中では局部伸びに対応するものであるが、第２相の分率が高いほど低下し易い。従って、ＴＲＩＰ鋼の場合、残留オーステナイトを多く残して延性を向上させようとすると伸びフランジ性が低下する傾向にあるため、高延性と伸びフランジ性とを兼備した熱延鋼板を得ることは極めて難しい。
【０００６】
また、特開平９−104947号公報には、TS×T.El≧2000 kgf/mm2・％（19600MPa・％）とし、さらに伸びフランジ性を向上させた熱延鋼板を得ることを目的として、Ｃ：0.05〜0.15重量％、Si：0.5 〜3.0 重量％、Mn：0.5 〜3.0 重量％、Ｐ≦0.02重量％、Ｓ≦0.01重量％、Al：0.005 〜0.10重量％およびFeを主成分とする鋼を、熱間圧延するに当たり、仕上圧延終了温度をＡr3−50〜Ａr3＋50℃の範囲として全圧下率が80％以上の仕上圧延を行い、仕上圧延終了後、１段冷却あるいは２段冷却あるいは３段冷却を行うことにより、フェライト、ベイナイト、残留オーステナイトの３相で構成され、かつフェライト占積率（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積率が５％以上となる鋼組織を得る技術が開示されている。
しかしながら、この技術では、穴拡げ率が高々73％（ｄ／ｄ0 ＝1.73) しか得られておらず、100 ％以上の穴拡げ率が要求されることの多い自動車の足まわり部品への適用が限定されるという問題があった。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
上述した現状からも明らかなように、TS×El≧20000 MPa を満足し、かつ100％を超えるような穴拡げ率を有する熱延鋼板を製造することができれば、高強度鋼板の適用範囲は格段に拡がり、自動車の軽量化ひいてはエネルギー効率の向上に大きく寄与することが可能となる。
そこで、本発明は、TS×El≧20000 MPa 、かつ穴拡げ率≧100 ％という特性を有する熱延鋼板を、その有利な製造方法と共に提案することを目的とする。
【０００８】
【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、Tiを必須とする鋼組成として、熱間圧延後に生成するフェライトを微細化し、さらに未変態のオーステナイトから生成するベイナイトおよび／または最終的に残留したオーステナイトよりなる第２相を微細かつ均一に分散させることで、伸びフランジ性と延性とを高いレベルで両立させ得ることを見出し、本発明を完成させるに至った。
【０００９】
すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．質量百分率で
Ｃ：0.05〜0.25％、
Si：0.5 〜2.0 ％、
Mn：0.5 〜3.0 ％、
Ti：0.05〜0.3 ％、
Ｓ：0.0001〜0.003 ％、
Al：0.10％以下および
Ｐ：0.1 ％以下
を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になり、
鋼組織が、ポリゴナルフェライトからなる主相と、ベイナイトおよび残留オーステナイトからなる第２相とからなり、
上記残留オーステナイトの占積率が５ vol％以上でかつ、上記ポリゴナルフェライトの平均結晶粒径ｄf が 0.8μm 以上 5.0μm 以下、上記平均結晶粒径ｄf と上記第２相の平均結晶粒径ｄs の比ｄf ／ｄs が５以上、第２相間距離Ｌが２ｄs 以上であることを特徴とする伸びフランジ性に優れた高延性熱延鋼板。
【００１０】
２．上記１において、鋼がさらに、質量百分率で
Nb：0.10％以下、
Ｖ：0.10％以下、
Cu：1.0 ％以下、
Mo：1.0 ％以下、
Ni：1.0 ％以下、
Cr：1.0 ％以下、
Ca：0.0005〜0.015 ％、
REM：0.001 〜0.05％および
Ｂ：0.0002〜0.01％
のうちから選んだ１種または２種以上を含有する組成になることを特徴とする伸びフランジ性に優れた高延性熱延鋼板。
【００１１】
３．質量百分率で
Ｃ：0.05〜0.25％、
Si：0.5 〜2.0 ％、
Mn：0.5 〜3.0 ％、
Ti：0.05〜0.3 ％、
Ｓ：0.0001〜0.003 ％、
Al：0.10％以下および
Ｐ：0.1 ％以下
を含有し、あるいはさらに
Nb：0.1 ％以下、
Ｖ：0.1 ％以下、
Cu：1.0 ％以下、
Mo：1.0 ％以下、
Ni：1.0 ％以下、
Cr：1.0 ％以下、
Ca：0.0005〜0.015 ％、
REM：0.001 〜0.05％および
Ｂ：0.0002〜0.01％
のうちから選んだ１種または２種以上を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼片を熱間圧延するに当たり、
加熱温度を1150℃以下とし、粗圧延後、累積圧下率：80％以上、圧延終了温度：800 〜950 ℃の条件下で仕上圧延を行い、この仕上圧延終了後、２秒以内に、50℃/s以上の冷却速度で第１段冷却を開始し、該第１段冷却を 600〜700 ℃で終了し、引き続き５℃/s以下の冷却速度の第２段冷却を２〜５秒間実施したのち、20℃/s以上の冷却速度の第３段冷却を開始し、 150〜380 ℃の温度範囲で巻取ることを特徴とする伸びフランジ性に優れた高延性熱延鋼板の製造方法。
【００１２】
【発明の実施の形態】
以下、本発明を由来するに至った実験結果について説明する。
質量百分率で、Ｃ：0.12％、Si：1.5 ％、Mn：1.0 ％、Ｐ：0.010 ％、Ｓ：0.0006％、Al：0.042 ％およびTi：0.15％を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼片から、板厚：３mmの熱延鋼板を製造するに当たり、仕上圧延終了後の冷却条件を制御することにより、フェライトの平均結晶粒径（以下フェライト粒径と呼ぶ）ｄf と、ベイナイトおよび残留オーステナイトからなる第２相の平均結晶粒径（以下第２相粒径と呼ぶ）ｄs の比ｄf ／ｄs と、第２相間距離、すなわち或る第２相の端から該第２相に最も近い別の第２相の端までの距離の平均値Ｌと前記第２相粒径ｄs との比Ｌ／ｄs とを変化させ、穴拡げ率λ（％）に及ぼすｄf ／ｄs とＬ／ｄs の影響について調査した。
図１にその結果を示す。
図中、○印内に記した数字は穴拡げ率λ（％）を表わす。
【００１３】
同図に示したとおり、ｄf ／ｄs が５以上、かつＬ／ｄs が２以上となるように組織を調整すれば、穴拡げ率λを 100％以上とすることが可能であることが分かる。
なお、穴拡げ率λは、日本鉄鋼連盟企画JFST1001に準じて、得られた熱延鋼板から採取した試験片（板厚×100mm ×100mm ）に、ｄ0 ＝10mmφの穴を打抜き、ついで頂角：60°の円錐ポンチをカエリ側（剪断面に「かえり」のある側）の反対側から押入して穴を拡げる成形を行い、亀裂が板厚を貫通したときの穴径ｄ（mm）を求め、次式
λ（％）＝｛（ｄ−ｄ0 ）／ｄ0 ｝×100
により求めた。
【００１４】
さらに、TS×Elに及ぼすフェライト粒径ｄf と第２相粒径ｄs の比ｄf ／ｄsと、フェライト粒径ｄf の影響についても調査した。
この結果を図２に示す。
図中、○印内に記載した数字はTS×El／100 の値であり、引張強度TS (MPa)および伸びEl（％）は引張試験により求めた。
同図に示したとおり、ｄf が５μm 以下で、かつｄf ／ｄs を５以上とすることにより、TS×El≧20000MPa・％とすることが可能となることが分かる。
【００１５】
次に、穴拡げ率およびTS×Elに及ぼす熱間圧延後の冷却条件の影響について調査した結果について述べる。
熱間圧延条件としては、加熱温度を1080℃、粗圧延終了温度を1000℃、仕上圧延終了温度を 900℃として、板厚：３mmに熱間圧延を行った。
仕上圧延後の冷却条件として、３段冷却、すなわち圧延直後の第１段冷却、それにつづく中間徐冷処理である第２段冷却、その後巻取り温度まで冷却する第３段冷却をそれぞれ行う冷却方法を採用した。
【００１６】
まず、第２段冷却、すなわち中間徐冷時の冷却開始温度および中間徐冷時間が穴拡げ率λに及ぼす影響を調査した。
第１段冷却条件を仕上圧延終了１秒後に冷却速度：80℃/sとし、第２段冷却の冷却速度を２℃/s、第３段冷却の冷却速度を30℃/s、巻取り温度を 300℃とし、第２段冷却すなわち中間徐冷開始温度および中間徐冷時間を種々変化させた。
調査結果を図３に示す。
なお、図中、○印内の数字は図１と同様、穴拡げ率λ（％）である。
同図に示したとおり、第２段冷却時の中間徐冷開始温度を 600〜700 ℃とし、かつ中間徐冷時間を２〜５秒とすることにより、穴拡げ率を 100％以上とすることが可能であることが分かる。
【００１７】
次に、第１段冷却条件を仕上圧延終了から１秒後に冷却速度：80℃/sとし、第２段冷却すなわち中間徐冷の開始温度を 650℃、中間徐冷時間を３秒とし、第３段冷却時の冷却速度を30℃/s、巻取り温度を 300℃に固定して、中間徐冷時の冷却速度を種々に変化させて、穴拡げ率に及ぼす影響を調査した。ここで、中間徐冷時の冷却速度は水流密度を変えることにより調整した。
調査結果を図４に示す。
同図より、中間徐冷時の冷却速度を５℃/s以下とすることによって、穴拡げ率λを 100％以上にできることが分かる。
【００１８】
さらに、穴拡げ率に及ぼす、仕上圧延終了から第１段冷却開始までの時間と、第１段冷却時の冷却速度の影響を調査するために、中間徐冷開始温度を 650℃、中間徐冷時間を３秒、中間徐冷時の冷却速度を３℃/s、第３段冷却時の冷却速度を30℃/s、巻取り温度を 300℃と固定し、仕上圧延終了後、第１段冷却開始までの時間および第１段冷却時の冷却速度を種々に変化させた。
得られた結果を図５に示す。
同図に示したとおり、仕上圧延終了後、第１段冷却開始までの時間を２秒以内とし、かつ第１段冷却時の冷却速度を50℃/s以上とすることにより、穴拡げ率λを 100％以上とすることが可能となることが分かる。
【００１９】
さらに、TS×Elに及ぼす巻取り温度の影響を調査する目的で、第１段冷却条件を仕上圧延終了から１秒後に開始し、冷却速度：80℃/sとし、第２段冷却すなわち中間徐冷開始温度を 650℃とし、中間徐冷時間を３秒とし、第３段冷却時の冷却速度を30℃/sとし、巻取り温度を種々に変化させて得られた熱延鋼板についてTS×El（MPa ・％）を求めた。
得られた結果を図６に示す。
同図に示したとおり、巻取り温度を 150℃以上、 380℃以下とすることにより、TS×Elを 20000 MPa・％以上とすることが可能となることが分かる。
【００２０】
次に、穴拡げ率λに及ぼすTi量の影響について調査した結果を図７に示す。
ここで、実験に用いた鋼は、Ti以外の成分は、質量百分率でＣ：0.12％、Si：1.5 ％、Mn：1.0 ％、Ｐ：0.010 ％、Ｓ：0.0006％およびAl：0.042 ％を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になるものである。熱間圧延条件は、加熱温度：1080℃、粗圧延終了温度：1000℃、仕上圧延終了温度：900 ℃、仕上圧延終了から第１段冷却開始までの時間：１秒、第１段冷却の冷却速度：80℃/s、第２段冷却すなわち中間徐冷開始の温度：650 ℃、中間冷却時間：３秒、第３段冷却の冷却速度：30℃/s、巻取り温度：300 ℃である。
同図に示したとおり、穴拡げ率λを 100％以上とするには、Tiを0.05〜0.3 mass％の範囲で添加する必要があることが分かる。
【００２１】
なお、以上の実験に用いた熱延鋼板について、組織観察を行い、フェライト粒径ｄf と第２相粒径ｄs の比ｄf ／ｄs と、第２相間距離Ｌと第２相粒径ｄs との比Ｌ／ｄs についても調査したが、穴拡げ率λが 100％以上の値を示した鋼板は全てｄf ／ｄs ≧５、Ｌ／ｄs ≧２を満足していることを確認した。
【００２２】
次に、本発明において、鋼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：0.05〜0.25mass％
Ｃは、TiＣの形成によるTiの効果を高めると共に、自身がオーステナイトに濃化して、高延性化に必要な残留オーステナイト量を得るのに必要な元素であり、少なくとも0.05mass％を必要とする。一方、溶接性の劣化を防止する目的で上限を0.25mass％とする。
【００２３】
Si：0.5 〜2.0 mass％
Siは、高延性化に必要な残留オーステナイト量を得るのに少なくとも0.5 mass％を添加する必要がある。しかしながら、2.0 mass％を超えて添加しても、その効果は飽和し、コストアップとなるので、上限を2.0 mass％とした。
【００２４】
Mn：0.5 〜3.0 mass％
Mnは、第２相組織、すなわちベイナイトと残留オーステナイトを適量存在させるために必須の元素である。そのためには、少なくとも0.5 mass％の添加を必要とするが、一方で過剰な添加は、巻取り後のベイナイト変態を抑制し、残留オーステナイト量の減少につながる。そのため、上限を3.0 mass％とする。
【００２５】
Ti：0.05〜0.3 mass％
Tiは、本発明において最も重要な元素であり、本発明では、Tiを0.05〜0.3 mass％と比較的多量に添加する必要がある。
Tiは、熱間圧延前の加熱時には、加熱温度が低温であるという条件が満たされればTiＣとして存在する。多量のTiＣの存在により加熱時の初期オーステナイト粒径が50μm 以下となり、粗大化が防止される。このような小さなオーステナイト粒が熱間圧延前から存在することにより、熱間圧延時に再結晶が進行しさらに微細な粒となる。そして、熱間圧延終了後には、そのドライビングフォースの高さから速やかなフェライト変態が生じ、フェライト生成サイトの増加により第２相のオーステナイトも微細となる。微細なオーステナイトは巻取り後に微細なベイナイトに変わるが、その際に固溶Ｃが未変態のオーステナイト相中に濃化し、オーステナイトを安定化させる。その結果、室温まで冷却された後にも一部のオーステナイトが安定に存在し得るようになる。
また、このようなTiＣの効果があるが故に、第２相が微細均一に分散するようになり、伸びフランジ性に対しても非常に有効に作用するものと考えられる。
さらに、Tiは、Nb等の他の炭化物形成元素と比べて再結晶抑制効果が弱いため、TiＣによるフェライト変態促進効果と相まって、組織が整粒となって異方性を低減し、伸びフランジ性に対して有利に作用する。
【００２６】
以上の効果を得るためには、0.05mass％の添加が必要である。一方、過剰に添加すると再結晶が著しく阻害され、硬質化して材質が劣化するだけでなく、製鋼工程における鋳込み時に、ノズル詰まり等の不具合が生じ易くなる。そのため、上限は0.3 mass％とした。好ましくは0.10〜0.20mass％である。
【００２７】
Ｓ：0.0001〜0.0030mass％
Ｓは、伸びフランジ性の改善のためには低いほど良く、穴拡げ率λを 100％以上とするには、0.0030mass％以下とする必要がある。0.0030mass％以下でも、Ｓ量を低くすればするほど伸びフランジ性は向上するが、0.0001mass％よりさらに低くしても、その効果はさほど大きくはなく、むしろ精錬時のコストアップにつながるので、0.0001mass％を下限とする。
Al：0.10mass％以下
Alは、脱酸剤として有用な元素であるが、添加量が0.10mass％を超えると効果が飽和する他、アーク溶接性が低下するため、上限を0.10mass％とする。
Ｐ：0.1 mass％以下
Ｐは、２次加工脆化を招くことなく高強度化に寄与する元素であるので、0.1 mass％を超えない範囲で添加するものとした。
【００２８】
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、以下に述べる元素を適宜含有させることができる。
【００２９】
Nb：0.10％以下、Ｖ：0.10％以下
NbおよびＶはそれぞれ、析出強化による高強度化に有効に寄与する。しかしながら、添加量が0.10mass％を超えると再結晶が著しく阻害され、硬質化して材質が劣化するため、それぞれ0.10mass％を上限とする。
【００３１】
Cu：1.0 mass％以下、Mo：1.0 mass％以下、Ni：1.0 mass％以下、Cr：1.0 mass％以下、
Cu，Mo, NiおよびCrはそれぞれ、固溶強化ならびに組織強化による高強度化に有効な元素である。しかしながら、いずれも含有量が 1.0mass％を超えると熱間加工性が低下するため、1.0 mass％以下の範囲で添加することができる。
【００３２】
Ca：0.0005〜0.015 mass％,  REM：0.001 〜0.05mass％
CaおよびREM はそれぞれ、介在物の形態を制御し、伸びフランジ性を向上させる目的で添加することができる。その効果を得るためには、Caは0.0005mass％以上、REM は0.001 mass％以上添加する必要がある。とはいえ、Caが0.015 mass％、また REMが0.05mass％を超えて多量に含有されると介在物からの発錆が生じ易くなり、耐蝕性が低下するため、それぞれ上限を0.015 mass％、0.05mass％とする。
【００３３】
Ｂ：0.0002〜0.01mass％
Ｂは、組織強化に有効な元素であり、0.0002mass％以上の添加でその効果が認められる。しかしながら、0.01mass％を超えて添加すると再結晶が著しく阻害され、硬質化して材質が劣化するので、上限を0.01mass％とする。
【００３４】
次に、鋼組織の限定理由について説明する。
平均結晶粒径ｄf が 0.8μm 以上 5.0μm 以下のポリゴナルフェライトからなる主相
ポリゴナルフェライトは、軟質で延性に富んでおり、材料の延性および伸びフランジ性を確保する上で有用であるので、これを主相とする必要がある。ここで、主相とは、占積率で50 vol％以上がポリゴナルフェライトであることを意味する。
ここに、ポリゴナルフェライトの平均結晶粒径ｄf が大きくなると、第２相を細粒化することができなくなる。そして、ポリゴナルフェライトの平均結晶粒径ｄf が 5.0μm を超えると、前掲図２に示したように、TS×Elを 20000 MPa・％以上とすることができないので、ポリゴナルフェライトの平均結晶粒径ｄf は５μm 以下とする必要がある。また、現状の熱間圧延プロセスでは、ポリゴナルフェライトの微細化は 0.8μm 程度が限界であるので、 0.8μm を下限とする。
【００３５】
ベイナイトと占積率が５ vol％以上の残留オーステナイトからなる第２相
第２相中には、高い延性を得て、TS×El≧20000MPa・％を達成するためには、占積率：５ vol％以上の残留オーステナイトが必要である。また、第２相が硬質であるほど、第２相の変形とポリゴナルフェライトの変形に差が生じ易く、その界面にクラックが生じ易くなる。この傾向は特に伸びフランジ変形のような大変形の場合に顕著となる。従って、第二相の残留オーステナイト以外の部分はマルテンサイトほど硬質でないベイナイトとする必要がある。
【００３６】
ポリゴナルフェライトの平均結晶粒径ｄf と第２相の平均結晶粒径ｄs の比ｄf／ｄs が５以上
前掲図２および図３に示したように、ポリゴナルフェライト平均結晶粒径ｄfと第２相の平均粒径ｄs の比ｄf ／ｄs が５以上、すなわち第２相の粒径をポリゴナルフェライト粒径の1/5 以下としないと、穴拡げ率λを 100％以上、TS×Elを 20000 MPa・％以上とすることができない。そのため、ｄf ／ｄs は５以上とする必要がある。
なお、この主相と第２相の結晶粒径比については、従来技術が着目していなかった点である。
【００３７】
第２相間距離Ｌが２ｄs 以上
第２相間距離Ｌ、すなわち或る第２相の端から該第２相に最も近い別の第２相の端までの距離の平均値Ｌを、第２相粒径ｄs の２倍以上としないと、穴拡げ率λを 100％以上とすることができない。このため、第２相間距離Ｌは２ｄs 以上とする。
また、この第２相間の距離Ｌの規定は本発明の特徴とするところであり、これも従来技術では着目されていなかった点である。
【００３８】
次に、上述した鋼組織を得るための、熱間圧延条件について説明する。
加熱温度：1150℃以下
常法で製造された鋼スラブは、冷却された後に加熱炉にて加熱されるか、あるいは鋳造後に簡易的な加熱炉に装入され短時間保持された後に、熱間圧延に供される。その際の加熱炉における加熱温度は、極力低いほうが望ましい。その理由は、Tiの限定理由において述べたとおり、TiＣの溶解を防止して、初期オーステナイト粒の微細化により、その後の熱間圧延後の組織微細化と残留オーステナイトの確保に不可欠だからである。この効果を得るためには、加熱温度を1150℃以下、望ましくは1080℃以下とする必要がある。
【００３９】
累積圧下率が80％以上の仕上圧延
TiＣを含む本発明においても、仕上圧延時の累積歪に応じてさらに結晶粒が微細化する。主相であるポリゴナルフェライトの平均結晶粒径を５μm 以下とするためには、累積圧下率を80％以上とする必要がある。
【００４０】
仕上圧延終了温度：800 〜950 ℃
仕上圧延終了温度が 800℃に満たないと、特に表層部が２相域となり、展伸した組織となる。このためポリゴナルフェライトが得られず、また、所定の残留オーステナイト量を確保することができない。そして、伸びフランジ性の劣化を招く。逆に、仕上圧延終了温度が 950℃を超えると、仕上圧延終了後、変態を開始するまでの間にオーステナイトの粒成長が進み、微細なフェライトやベイナイトを得ることができなくなる。
【００４１】
圧延終了後の冷却条件
仕上圧延終了後、２秒以内に、平均冷却速度：50℃/s以上の速度で第１段冷却を開始し、 600〜700 ℃の範囲まで冷却を行うことにより、組織の粗大化を抑制することができる。そして、 600〜700 ℃の範囲で第１段冷却を停止し、５℃/s以下の冷却速度の第２段冷却を２〜５秒間行うことで、第２相へのＣ濃化および第２相の収縮が生じ、延性および伸びフランジ性が顕著に向上する。ついで、巻取り温度までの冷却である第３段冷却の冷却速度を20℃/s以上とすることにより、粒成長を抑制することが可能となる。
【００４２】
巻取り温度：150 〜380 ℃
本発明の超微細組織を活用した鋼は、 380℃以下で巻取ることにより、高い残留オーステナイト量を確保できる。巻取り温度が 380℃を超えると残留オーステナイト量が減少する。これは、微細なベイナイト組織の鋼といえども炭化物の析出が進み、残留オーステナイトへの固溶Ｃの濃化が抑制され、残留オーステナイトの安定性が低下して、安定なマルテンサイト変態が進行するためである。一方、巻取り温度が 150℃を下回ると、たとえ残留オーステナイトへの固溶Ｃの濃化が生じてもマルテンサイトが生成し易くなるので、巻取り温度の下限は 150℃とする。
【００４３】
【実施例】
表１に示す成分組成になる鋼を、転炉にて溶製し、連続鋳造でスラブとした。表１中、鋼記号Ａ〜ＥおよびＫ〜Ｖは本発明の成分組成範囲を満足する適合例、一方Ｆ〜Ｊは、いずれかの成分が本発明の適正範囲を外れた比較例である。
ついで、これらの鋼スラブを熱間圧延に供した。熱間圧延の際の加熱温度SRT、仕上圧延終了温度FT、仕上圧延終了後、第１段冷却開始までの時間ｔ1 、第１段冷却時の冷却速度ｓ1 、第１段冷却停止温度Ｔ1 、第２段冷却時間（中間徐冷時間）ｔ2 、第２段冷却速度（中間徐冷却速度）ｓ2 、第３段冷却速度ｓ3 および巻取り温度CTは、表２に示すとおりであり、同表の条件で 2.6mmの板厚に圧延した。なお、仕上圧延時の累積圧下率は92％である。
【００４４】
かくして得られた各熱延鋼板について、走査型電子顕微鏡観察とＸ線回折により、ポリゴナルフェライトの占積率(vol％）、オーステナイトの占積率(vol％）を求めた。
また、走査型電子顕微鏡観察に基づく画像解析により、ポリゴナルフェライトの平均結晶粒径（フェライト粒径）ｄf 、第２相の平均結晶粒径（第２相粒径）ｄs 、第２相間距離Ｌを調査し、比ｄf ／ｄs およびＬ／ｄs を求めた。
さらに、コイル長手方向中央部よりJIS ５号試験片を切り出し、引張試験に供した。また、前述の穴拡げ試験に供する試験片も切り出し、穴拡げ試験を行って、穴拡げ率λを求めた。
かくして得られた鋼組織および材料特性を、表３および表４に示す。
【００４５】
【表１】
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【００４６】
【表２】
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【００４７】
【表３】
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【００４８】
【表４】
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【００４９】
表３，４中、No.1〜３、17〜18、24〜35は、本発明に従い得られた適合例であり、いずれもTS×El≧20000MPa・％でかつ穴拡げ率λ≧100 ％の優れた材料特性が得られている。
これに対し、No.4〜16は、熱延条件が本発明の範囲を外れるため、フェライト粒径ｄf ，ｄf ／ｄs ，Ｌ／ｄf のいずれかが、本発明の範囲を外れ、TS×El≧20000MPa・％、λ≧100 ％のいずれをも満たしていない。また、 No.19〜23は、鋼成分が本発明の範囲を外れているため、TS×El、λのいずれかが悪い。特に、No.23 は、Tiの添加量が少ないため、結晶粒が粗大化し、残留オーステナイト量が少なくなってTS×Elの値が小さいだげでなく、主相と第２相の界面からクラックが発生し易くなるので穴拡げ率λも小さかった。
【００５０】
【発明の効果】
かくして、本発明によれば、伸び−延性バランスすなわちTS×Elが 20000 MPa・％以上と良好なだけでなく、穴拡げ率λ≧100 ％と伸びフランジ性にも優れる熱延鋼板を得ることができ、自動車の軽量化ひいてはエネルギー効率の向上に偉功を奏する。
【図面の簡単な説明】
【図１】  穴拡げ率λに及ぼす、フェライト粒径ｄf と第２相粒径ｄs の比ｄf／ｄs と、第２相の平均粒間距離Ｌとｄs の比い／ｄs の影響を示した図である。
【図２】  TS×Elに及ぼす、フェライト粒径ｄf と第２相粒径ｄs との比ｄf ／ｄs と、フェライト粒径ｄf 自身の影響を示した図である。
【図３】  穴拡げ率λに及ぼす、中間徐冷開始（第１段冷却停止）温度と中間徐冷却時間の影響を示した図である。
【図４】  穴拡げ率λに及ぼす、中間徐冷（第２段冷却）時の冷却速度の影響を示した図である。
【図５】  穴拡げ率λに及ぼす、仕上圧延終了後第１段冷却開始までの時間と第１段冷却速度の影響を示した図である。
【図６】  TS×Elに及ぼす巻取り温度の影響を示した図である。
【図７】  穴拡げ率λに及ぼすTi添加量の影響を示した図である。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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