(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
下記の組織を有することを特徴とする、質量％でＣ：０．０４〜０．１％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．５〜２％、Ｐ：０．０５％以下、Ｏ：０．００５％以下、Ｓ：０．００５％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成を有する加工性に優れた高強度薄鋼板。
（１）平均フェライト粒径：１０μｍ以下
（２）生成頻度（Ａ）が２０ｍｍ／ｍｍ２以下（０ｍｍ／ｍｍ２を除く）のバンド状の第２相組織
但し、生成頻度（Ａ）：薄鋼板の圧延方向一板厚断面での１ｍｍ２当たりで観察されるバンド状の第２相組織の総長さ
【請求項２】
鋼成分として、更に、Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖ，Ｍｏ，Ｃｒの一種又は二種以上を合計で０．０１〜０．３％含有することを特徴とする請求項１記載の加工性に優れた高強度薄鋼板。
【請求項３】
下記の工程を有することを特徴とする加工性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。
（１）請求項１または２記載の組成を有する鋼を連続鋳造によりスラブとなし、直接又は再加熱工程を経て、圧延終了温度Ａｒ3以上とする熱間圧延を行う工程。
（２）熱間圧延後、直ちに、２０５〜２０００℃／ｓの冷却速度により２秒以内で６００〜７５０℃に冷却する工程。
（３）その後、４５０〜６５０℃に冷却し、該温度域で巻き取る工程。
【請求項４】
更に、下記（１）または（２）の工程を有することを特徴とする請求項３記載の加工性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。
（１）酸洗後、焼鈍する工程。
（２）酸洗、冷延後、焼鈍する工程。
【請求項５】
連続鋳造時に、偏析低減処理を行うことを特徴とする請求項３または４記載の加工性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。
【請求項６】
熱間圧延後、２０５〜２０００℃／ｓｅｃでの冷却後の温度変動を熱延鋼帯の幅方向および長手方向で６０℃以内とすることを特徴とする請求項３乃至５の何れかに記載の加工性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。
【請求項７】
熱延鋼帯の冷却方法として伝熱係数２０００Ｋｃａｌ／ｍ２ｈｒ℃以上で冷却を行うことを特徴とする請求項６記載の加工性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。
【請求項８】
鋼帯の幅方向および長手方向における引張強さの変動が、コイル内の引張強さの平均値の±８％以内であることを特徴とする請求項１又は２に記載の加工性に優れた高強度薄鋼板。
【請求項９】
請求項６に記載の製造方法により製造され、幅方向および長手方向における引張り強さの変動が、コイル内の引張り強さの平均値の±８％以内であることを特徴とする加工性に優れた高強度薄鋼板。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、高強度薄鋼板およびその製造方法に関し、特に強度ー伸びフランジ性バランス、強度ー延性バランス、及び耐衝撃性に優れたもの及びその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
熱延鋼板および冷延鋼板は、自動車、家電製品、産業機械の分野で、主にプレス加工により成形される部材として使用されるため、その部材形状に応じて多様な加工性が要求されている。
【０００３】
特に、近年の自動車メーカ等では、軽量化のニーズが強く、ハイテン材の使用比率が高くなっているが、ハイテン材は、２７０ＭＰａ級の軟質材に比べて加工性が劣るため、プレス加工時の割れ、品質のばらつきが問題になることが多く、基本的品質として加工性の向上が求められている。
【０００４】
例えば、加工性として、３４０ＭＰａ級以上のハイテン材においてはバーリング加工時の伸びフランジ性が高いことが要求され、自動車用途で近年、特に重要とされるようになってきた衝突安全性では衝突吸収エネルギーが高く、耐衝撃特性に優れていることが要求されるようになってきた。
【０００５】
ハイテン材の加工性向上に関する従来技術として特許第２５５５４３６号、特公平７−５６０５３号公報、特開平４−８８１２５号公報等がある。特許第２５５５４３６号は、Ｔｉ系の析出強化鋼を、仕上圧延後の冷却速度を３０〜１５０℃／ｓ，巻取温度を２５０〜５４０℃によりフェライト＋ベイナイトの組織とし、５０〜６０Ｋ級ハイテン材の伸びフランジ性の向上を目的とするものである。
【０００６】
特公平７−５６０５３号公報は、フェライト＋パーライト鋼（４５〜５０Ｋ級ハイテン材）を熱延仕上後の冷却速度を１０℃／ｓ以上（実施例では、９５℃／ｓが最高）とすることにより、熱延下地の溶融亜鉛めっき鋼板の伸びフランジ性の向上を狙っている。
【０００７】
特開平４−８８１２５号公報は、フェライト＋パーライト鋼にＣａを０．０００５〜０．００５０％添加し、熱間圧延をＡｒ3＋６０〜９５０℃と高温で仕上た後、３秒以内で冷却速度５０℃／ｓ以上、但し、好ましくは１５０℃／ｓ以下で冷却し、鋼組成に応じて４１０〜６２０℃で停止ー空冷後、３５０〜５００℃で巻き取るもので、５０〜７０Ｋ級ハイテン材の伸びフランジ性の向上を目的としている。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、特許第２５５５４３６号の発明鋼で得られる伸びフランジ性は従来鋼の水準を大幅に超えるものではなく、また、巻取温度が２５０〜５４０℃と低温のため、破断伸びが低く、コイルの形状にも問題があった。
【０００９】
特公平７−５６０５３号公報の場合、熱延仕上後の冷却速度は高々９５℃／ｓであり、伸びフランジ性の本質的改善は得られていない。特開平４−８８１２５号公報の場合、Ｃａを微量添加するため、製鋼段階でＲＨ脱ガス工程が必須であり、製鋼コストが上昇する。
【００１０】
また、特徴とする熱間圧延後の冷却によっても、伸びフランジ性が飛躍的に向上しているわけではなく、更に巻取温度が３５０〜５００℃と低温のため、破断伸びが低く、コイルの形状にも問題があった。
【００１１】
そして、これらの従来技術では、いずれも耐衝撃特性は考慮されていない。
【００１２】
本発明は、以上の点に鑑みなされたもので、その目的は、伸びフランジ性、破断伸びの加工性および耐衝撃特性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
【００１３】
本発明の高強度薄鋼板には亜鉛めっき鋼板（溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき、電気めっきの各鋼板及びそれに更に表面処理を施した鋼板）も含むものとする。
【００１４】
【課題を解決するための手段】
本発明者等は、鋼組織と伸びフランジ性、破断伸びの関係について詳細に検討を行い、これらの特性を抜本的に向上させるためには、Ｃ，Ｍｎ等が濃化し、板厚方向全体に存在するバンド組織の解消が必要であることおよび耐衝撃特性の改善には、材料の降伏強度を加工性を損なわない範囲で高めることが有効であることを見出した。
【００１５】
本発明はこれらの知見を基に更に検討を加えてなされたもので、すなわち、本発明は、
１．下記の組織を有することを特徴とする、質量％でＣ：０．０４〜０．１％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．５〜２％、Ｐ：０．０５％以下、Ｏ：０．００５％以下、Ｓ：０．００５％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成を有する加工性に優れた高強度薄鋼板。
【００１６】
（１）平均フェライト粒径：１０μｍ以下
（２）生成頻度（Ａ）が２０ｍｍ／ｍｍ２以下（０ｍｍ／ｍｍ２を除く）のバンド状の第２相組織
但し、生成頻度（Ａ）：薄鋼板の圧延方向一板厚断面での１ｍｍ２当たりで観察されるバンド状の第２相組織の総長さ
２．鋼成分として、更に、Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖ，Ｍｏ，Ｃｒの一種又は二種以上を合計で０．０１〜０．３％含有することを特徴とする１記載の加工性に優れた高強度薄鋼板。
【００１７】
３．下記の工程を有することを特徴とする加工性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。
【００１８】
（１）１または２記載の組成を有する鋼を連続鋳造によりスラブとなし、直接又は再加熱工程を経て、圧延終了温度Ａｒ3以上とする熱間圧延を行う工程。
【００１９】
（２）熱間圧延後、直ちに、２０５〜２０００℃／ｓの冷却速度により２秒以内で６００〜７５０℃に冷却する工程。
【００２０】
（３）その後、４５０〜６５０℃に冷却し、該温度域で巻き取る工程。
【００２１】
４．更に、下記（１）または（２）の工程を有することを特徴とする３記載の加工性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。
【００２２】
（１）酸洗後、焼鈍する工程。
【００２３】
（２）酸洗、冷延後、焼鈍する工程。
【００２４】
５．  連続鋳造時に、偏析低減処理を行うことを特徴とする３または４記載の加工性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。
【００２５】
６．熱間圧延後、２０５〜２０００℃／ｓｅｃでの冷却後の温度変動を熱延鋼帯の幅方向および長手方向で６０℃以内とすることを特徴とする３乃至５の何れかに記載の加工性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。
【００２６】
７．  熱延鋼帯の冷却方法として伝熱係数２０００Ｋｃａｌ／ｍ2ｈｒ℃以上で冷却を行うことを特徴とする６記載の高強度薄鋼板の製造方法。
【００２７】
８．  鋼帯の幅方向および長手方向における引張強さの変動が、コイル内の引張強さの平均値の±８％以内であることを特徴とする１又は２に記載の高強度薄鋼板。
【００２８】
９．  ６に記載の製造方法により製造され、幅方向および長手方向における引張り強さの変動が、コイル内の引張強さの平均値の±８％以内であることを特徴とする高強度薄鋼板。
【００２９】
【発明の実施の形態】
本発明においては、鋼の成分組成、鋼組織、及び製造条件について規定する。
【００３０】
１．成分組成
Ｃ
Ｃは、鋼板の強度を確保するため添加する。０．０４％未満では、３４０ＭＰａ以上の強度が得られず、０．１％を超えると加工性が劣化するため、０．０４〜０．１％（０．０４％以上、０．１％以下）添加する。
【００３１】
Ｓｉ
Ｓｉは、固溶強化元素で、強度を確保するため添加する。０．５％を超えると表面性状が劣化するため、０．５％以下とする。
【００３２】
Ｍｎ
Ｍｎは、鋼板の靭性を改善し、固溶強化するため添加する。０．５％未満ではそれらの効果が得られず、２％を超えると加工性の劣化が顕著となるため、０．５〜２％を添加する。
【００３３】
Ｐ
Ｐは、鋼板を固溶強化するが、０．０５％を超えると偏析により加工性が劣化するため、０．０５％以下とする。
【００３４】
Ｏ
Ｏは、連続鋳造時のスラブ表面またはスラブ表層化での割れ発生を抑制するため、その含有量を規定する。０．００５％超えではスラブの割れが著しく、加工性が劣化するため、０．００５％以下とする。
【００３５】
Ｓ
Ｓは、０．００５％を超えると硫化物が多くなり、加工性が劣化するため、０．００５％以下とする。強度ー伸びフランジ性バランスを特に良好とする場合は、０．００３％以下とするのが好ましい。
【００３６】
本発明鋼は、基本成分組成として以上の元素を含有し、更に強度調整が必要な場合、Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖ，Ｍｏ，Ｚｒ，Ｃｒの一種または二種以上を選択元素として含有する。
【００３７】
Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖ，Ｍｏ，Ｚｒ，Ｃｒの一種または二種以上を合計で０．０１〜０．３％
これらの元素は炭窒化物を形成し、強度を向上させる。一種または二種以上の合計で０．０１％未満ではその効果が得られず、０．３％を超えると伸びフランジ性を劣化させるため、０．０１〜０．３％とする。
【００３８】
尚、本発明においては、その他の元素は特に規定せず、例えば、Ｃｕ：２％以下、Ｓｎ：０．０１％以下などを含有することが出来る。
【００３９】
２．鋼組織
平均フェライト粒径：１０μｍ以下
フェライト粒は、熱延材、熱延ー合金化溶融亜鉛めっき材、熱延ー冷延ー合金化溶融亜鉛めっき材において、良好な強度ー延性バランスを確保するため、細粒な程良く、第２相組織（カーバイト、パーライト、ベイナイト、マルテンサイト、オーステナイトなど）を微細に分散させるため、平均粒径を１０μｍ以下とする。
【００４０】
生成頻度（Ａ）が２０ｍｍ／ｍｍ２以下（０ｍｍ／ｍｍ２を除く）のバンド状の第２相組織
上記第２組織はバンド状に生成した場合、強度−伸びフランジ性に大きな影響を与える。生成頻度（Ａ）が２０ｍｍ／ｍｍ２を超えると、強度−伸びフランジ性バランスは大きく劣化するため、２０ｍｍ／ｍｍ２以下とする。
【００４１】
図１は強度ー伸びフランジ性バランス（ＴＳ×λ）、強度ー延性バランス（ＴＳ×Ｅｌ）に及ぼすフェライト粒径と第２相組織の影響を示すもので、平均フェライト粒径が１０μｍ以下、且つバンド状の第２相組織の生成頻度が２０ｍｍ／ｍｍ2以下の場合、優れた強度ー伸びフランジ性バランス（ＴＳ×λ）、強度ー延性バランス（ＴＳ×Ｅｌ）が得られている。
【００４２】
尚、本発明では、バンド状組織は少ないほど良く、生成頻度が０、すなわち、平均フェライト粒径が１０μｍ以下で、バンド状組織の観察されない組織を有する鋼も本発明範囲内とする。
【００４３】
３．製造条件
本発明における好適製造条件は以下の工程を有する。
連続鋳造によりスラブとなし、直接又は再加熱工程を経て、圧延終了温度Ａｒ3以上とする熱間圧延を行う工程
本発明では成分均一化のため、スラブは連続鋳造により製造し、スラブの温度均一性を確保し、コイルの幅方向の機械的性質を均一化させるため、直接または再加熱工程を経て熱間圧延を行う。スラブを再加熱する場合は、室温まで冷却することなく１２５０℃以下に加熱することが好ましい。
【００４４】
また、バンド状組織の形成を更に効果的に抑制する場合、連続鋳造時、偏析低減処理を行ない、Ｍｎ，Ｃ等の元素の鋳造時の偏析を抑制する。偏析低減処理としては、電磁攪拌、軽圧下鋳造、スラブ等の鋳片の冷却速度の増加などを単独または組み合わせて行うことが好ましい。
【００４５】
熱間圧延は変態後のフェライト結晶粒径の微細化及びパーライトを微細化するため、仕上圧延終了温度をＡｒ3以上とする。
【００４６】
熱間圧延後、直ちに、２０５〜２０００℃／ｓの冷却速度により２秒以内で６００〜７５０℃に冷却する工程
熱間圧延後、６００〜７５０℃まで一次冷却は、変態後のフェライト結晶粒径の微細化、第２相組織の微細化、板厚中央部に存在するバンド組織の抑制により、伸びフランジ性を向上させるため、冷却速度２０５〜２０００℃／ｓとする。
【００４７】
バンド状組織が急冷により抑制される理由として、凝固段階のＣ，Ｍｎ濃化部と対応するバンド状の第２相組織が、２０５℃／ｓ以上の冷却速度では、フェライト変態が促進し、元素が均質化されるためと考えられる。
【００４８】
冷却速度が２０５℃／ｓ未満の場合、バンド部は低温においてオーステナイト−フェライト変態を生じ、パーライトを多く生成する。冷却速度は、早ければ早いほど良く、現時点での工業的実現可能な上限である２０００℃／ｓとする。
【００４９】
尚、冷却速度は、フェライト結晶粒径及びパーライトの微細化の観点から、２０５℃／ｓ以上が好ましく、更に加工性を向上させる場合は、４００℃／ｓ以上とするのが好ましい。
【００５０】
冷却停止温度は７５０℃超えではフェライトが微細化されず第２相の分散が不均一となり、ＴＳ−λバランス（ＴＳ×λ）が低下する。一方、６００℃未満では、第２相が硬質な低温変態相となりＴＳ−Ｅｌバランス（ＴＳ×Ｅｌ）が低下する。
【００５１】
図２に強度ー伸びフランジ性バランス（ＴＳ×λ）、強度ー延性バランス（ＴＳ×Ｅｌ）に及ぼす一次冷却停止温度の影響を示す。冷却停止温度が６００〜７５０℃の場合、良好な加工性が得られている。
【００５２】
また、一次冷却は仕上圧延終了後、変態後のフェライト結晶粒径の微細化及び第２相組織を微細化するため、２秒以内に開始しする。ただし、バンド状の第２相組織の抑制の観点からは、変態前のオーステナイトの組織の均一化による材質変動低減のために０．５秒超えが好ましい。
【００５３】
本発明において、一次冷却終了温度を更に均一とする場合、連続熱間仕上げ圧延機の入り側または、連続熱間仕上げ圧延機のスタンド間に誘導加熱装置を設け、粗バーの幅方向エッジ部を加熱し、温度調整を行うことは差し支えない。
【００５４】
また、コイルボックスを用いる連続熱延プロセスにおいては、粗圧延バーの加熱を、上記以外に、コイルボックスの前後、粗圧延の間、又は後、更にはコイルボックスの後ろで溶接機の前後において行うことができる。
【００５５】
４５０〜６５０℃に冷却後、該温度域で巻き取る工程
二次冷却は、オーステナイト組織を適切に第２相組織に変態させ、良好な加工性を得るため、冷却速度を５０℃／ｓ未満とすることが好ましい。巻き取り温度が６５０℃超えでは延性に有害な粗大なパーライトが生成し、延性が著しく低下する。
【００５６】
一方、４５０℃未満では、低温変態相を主体とする組織が生成し、熱延材では加工性が劣化するため、巻取温度は４５０℃以上、６５０℃以下とする。
【００５７】
機械的性質をより均一とする場合、コイル内の巻取温度差を５０℃以内とすることが好ましい。
【００５８】
このようにして、本発明では、コイル内での温度の変動を低減することにより、熱延鋼帯の幅方向及び長手方向における引張強さの変動（最大値と最小値）が、コイル内の引張強さの平均値の±８％以内であることを特徴とする薄鋼板を得ることができる。
【００５９】
このような材質変動（材質のばらつき）が狭小な鋼板は、曲げ加工時のスプリングバック等のプレス加工性のコイル内での変動が小さいため、需要家においても、プレス加工後の製品歩留まりや形状精度を向上でき、材料としての性能が優れている。
【００６０】
また、熱延鋼帯の材質変動をより好ましいレベルまで低減するためには、上記の急冷の停止温度を発明の範囲内とするとともに、急冷後のコイル幅方向や長手方向の温度の変動幅（最大値ー最小値）を６０℃以内にすることが望ましい。
【００６１】
さらに好ましくは、引張強さの変動を±４％以内とすることにより、上記の需要家での性能を格段に向上し得る。この場合、上記の急冷後のコイルの温度変動幅を４０℃以内とすることにより、材質の変動をこのように狭小化できる。さらに、引張強さの変動を±２％以内とするには、上記の急冷後のコイルの温度変動幅を２０℃以内とする。
【００６２】
急冷能力として、伝熱係数を２０００Ｋｃａｌ／ｍ2ｈｒ℃とする冷却を行うことにより、上記急冷後の温度の変動を小さくすることができる。温度変動の低減のために、好ましい伝熱係数は５０００Ｋｃａｌ／ｍ2ｈｒ℃以上、さらに好ましくは８０００Ｋｃａｌ／ｍ2ｈｒ℃以上である。
【００６３】
尚、本発明におけるコイル幅方向の温度は、センサーの測定方法も考慮して、コイル幅両エッジから３０ｍｍ分を除いた範囲の温度とする。温度の変動幅は最大値ー最小値で求める。
【００６４】
また、引張特性はコイル幅方向の両エッジから３０ｍｍ及びコイル長手方向の両端から各５ｍを除いた位置より採取したサンプルを用いて調査し、全ての値の平均値をコイル内平均値とした。
【００６５】
本発明鋼は、熱間圧延後、酸洗ー焼鈍、又は酸洗ー冷間圧延ー焼鈍の工程を経て、酸洗材、熱延下地の溶融亜鉛めっき材、冷延材、冷延下地の溶融亜鉛めっき材等とすることができる。加工性を更に優れたものとする場合、焼鈍温度は６５０〜８５０℃とすることが好ましい。
【００６６】
【実施例】
[実施例１]
表１に示す化学成分の鋼を溶製後、表２に示す条件により熱延板（板厚２．３ｍｍ）Ｎｏ．１〜６とした。材料Ｎｏ．３の熱延板は、酸洗、冷延後、溶融亜鉛めっきを施し、材料Ｎｏ．４の熱延板は、酸洗後、溶融亜鉛めっきを施した後、機械的特性を調査した。伸びフランジ性の評価は、穴拡げ率（λ）によった。本発明例における一次冷却での伝熱係数は３５００〜４０００Ｋｃａｌ／ｍ2ｈｒ℃である。
【００６７】
表２に評価試験結果を示す。本発明例となる材料Ｎｏ．１〜４は、加工性（強度−伸びフランジ性バランス、強度−延性バランス）に優れ、降伏強度も比較材より高く、耐衝撃性に優れている。特に、Ｎｏ．１〜４は偏析低減処理を行なった場合であり、行わなかったＮｏ．６に比べて穴拡げ率に優れている。
【００６８】
一方、材料Ｎｏ．５は、一次冷却速度が３０℃／ｓで請求項３乃至５の何れかに記載の発明の範囲外であり、加工性、耐衝撃特性の何れも劣っている。図３に材料Ｎｏ．１，２，５のミクロ組織を示す。本発明例材料Ｎｏ．１，２ではバンド状組織が観察されない。
【００６９】
【表１】
0004273646.tif 000002
【００７０】
【表２】
0004273646.tif 000003
【００７１】
【表２】
0004273646.tif 000004
【００７２】
[実施例２]
表３に示す化学成分の鋼を溶製後、表４に示す条件で熱延板（板厚２．８ｍｍ）を製造し、８００℃にて焼鈍後、合金化溶融亜鉛めっきを施し、機械的性質を調べた。結果を製造条件とともに表４に示す。
【００７３】
材料Ｎｏ．７、８は、本発明範囲内の化学成分、製造条件を満足する本発明例であり、材料Ｎｏ．９は、一次冷却速度が本発明範囲外で比較例となっている。材料Ｎｏ．７，８が、比較材Ｎｏ．９に比べて加工性（強度ー伸びフランジ性バランス、強度ー延性バランス）に優れ、降伏強度も比較材より高く、耐衝撃特性に優れていることは明らかである。
【００７４】
【表３】
0004273646.tif 000005
【００７５】
【表４】
0004273646.tif 000006
【００７６】
[実施例３]
表３に示す化学成分の鋼を溶製後、表５に示す条件で熱延板（板厚２．８ｍｍ）を製造し、８００℃にて焼鈍後、合金化溶融亜鉛めっきを施し、それらのコイルの幅方向及び長手方向の機械的性質の変動を調べた。
【００７７】
結果を製造条件と共に表５に示す。本発明例における一次冷却での伝熱係数は１２０００Ｋｃａｌ／ｍ2ｈｒ℃である。比較例での伝熱係数は１０００Ｋｃａｌ／ｍ2ｈｒ℃である。
【００７８】
本発明例では、一次冷却停止温度のコイル内での変動が比較例の従来のラミナー冷却によるものに比べて小さく、機械的性質の変動がより好ましいレベルまで低減されている。
【００７９】
尚、表中での記載は省略したが、本発明例鋼番１０のＴＳ平均値は６０４ＭＰａ，Ｅｌ平均値は３４％で、比較例鋼番１１のＴＳ平均値は６２５ＭＰａ，Ｅｌ平均値は３０％であった。
【００８０】
【表５】
0004273646.tif 000007
【００８１】
【発明の効果】
本発明によれば、フェライト平均結晶粒径が１０μｍ以下と微細で、且つＣ，Ｍｎ等が濃化したバンド状組織の解消された組織で、伸びフランジ性、破断伸びの加工性および耐衝撃特性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法が得られ、更には、急速冷却により、冷却停止温度のばらつきを低減することにより、コイル内の材質をより均一とすることができ、産業上極めて有用である。
【図面の簡単な説明】
【図１】強度ー伸びフランジ性バランス（ＴＳ×λ）、強度ー延性バランス（ＴＳ×Ｅｌ）に及ぼすフェライト平均粒径と第２相組織の影響を示す図。
【図２】強度ー伸びフランジ性バランス（ＴＳ×λ）、強度ー延性バランス（ＴＳ×Ｅｌ）に及ぼす一次冷却停止温度の影響を示す図。
【図３】バンド状組織の有無を示す板厚方向のミクロ組織写真。
【図１】
0004273646.tif 000008
【図２】
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【図３】
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