WO2002036840A1

WO2002036840A1 - Tole d"acier laminee a chaud presentant une resistance elevee a la traction et procede de fabrication

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Publication number: WO2002036840A1
Application number: PCT/JP2001/009469
Authority: WO
Inventors: Yoshimasa Funakawa; Tsuyoshi Shiozaki; Kunikazu Tomita; Takanobu Saito; Hiroshi Nakata; Kaoru Sato; Minoru Suwa; Tetsuo Yamamoto; Yasuhiro Murao; Eeiji Maeda
Original assignee: Nkk Corporation
Priority date: 2000-10-31
Filing date: 2001-10-29
Publication date: 2002-05-10
Also published as: US20040074573A1; EP1338665A1; EP1338665B1; US6666932B2; EP1338665A4; KR100486753B1; ES2690275T3; CN1394237A; CA2395901A1; US20030063996A1; BR0107389A; KR20020070282A; CN1153841C; BR0107389B1; CA2395901C

Description

明細書高張力熱延鋼板およびその製造方法技術分野本発明は、自動車の足回り部材などに適した高張力熱延鋼板、特に 550 MPa以上の引張強度を有する高張力熱延鋼板およびその製造方法に関する。 · 背景技術環境保護につながる燃費向上の観点から、自動車用熱延鋼板の高張力化、薄肉化が進められている。特に、その効果の大きいホイールやサスペンションアームなどの足廻り部材用熱延鋼板に対して高張力化、薄肉化の要望が強い。一方、足廻り部材は複雑な形状をしているため、それらに用いられる熱延鋼板には、高張力と同時に優れた伸びや伸びフランジ性が必要である。

従来から、足廻り部材のような自動車用部材に対して種々の高張力熱延鋼板が提案されている。例えば、特開平 4-329848号公報には、フェライト組織と第 2相 (パーライト、ベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイトなど）からなる疲労特性と伸びフランジ性に優れた複合組織鋼板が開示されている。しかし、硬質な第 2相が存在しているため、十分な伸びフランジ性が得られない。

特開平 6-172924号公報には、転位密度の高いペイ二ティックフェライト組織を有する伸びフランジ性に優れた鋼板が提案されている。しかし、転位密度の高いベィニティックフェライト組織を有するため、十分な伸びが得られない。

特開平 6-200351号公報には、主としてポリゴナルフェライト糸慮からなり、 TiC による析出強化や固溶強ィヒを利用して高張力化の図られた伸びフランジ性に優れた鋼板が提案されている。しかし、多量の Ti添加が必要なため大きい析出物が生成しゃすく、優れた伸びや伸びフランジ性が安定して得られない。特開平 7-11382号公報には、微細な TiCや NbCが析出したァシキユラ一フェライト組織を有する伸びフランジ性に優れた鋼板が提案されている。しかし、転位密 •度の高いァシキユラ一フェライト組織を有するため十分な伸びが得られない。

特開平 11-152544号公報には、 Ti、 Nb、 V、 Mo を添加してフェライト粒径を 2 m以下に細粒ィヒした鋼板が提案されている。しかし、粒径が 2 m以下の細粒であるため優れた伸びが得られない。発明の開示本発明は、自動車の足廻り部材のような複雑な形状の部材に好適な、 550 Μ 以上の引張強度を有し、伸びおよび伸びフランジ性に優れた高張力熱延鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。本発明の目的は、重量％でじ≤ 0.15 %、 Ti： 0.02-0.35 %、 Mo： 0.05-0.7 %を含有し、実質的にフェライト組凝単相のマトリックスとマトリックス中に分散した粒径が 10 nm未満の微細析出物とからなる高張力熱延鋼板などにより達成される。より具体的には、例えば、以下の成分からなる高張力熱延鋼板である。

(1)実質的に、重量％で C≤ 0.06 %、 Si≤ 0.5 «%、 Mn： 0.5-2.0 %、 P≤ 0.06 %、 S ≤ 0.005 %、 Al ≤ 0.1 %、 N ≤ 0.006 %ヽ Ti： 0.02-0.10 、 Mo： 0.05-0.6 %、残部が Feからなり、かつ実質的にフェライト組織単相のマトリックス中に粒径が 10 nm未満の微細析出物が 5 X 10⁴個 / m³以上の割合で分散した高張力熱延鋼板。

(2)実質的に、重量％で匚≤ 0.06 %、 Si≤ 0.5 %、 Mn： 0.5-2.0 %、 P≤ 0.06 %、 S ≤ 0.005 %ヽ A1 ≤ 0.1 %、 N≤ 0.006 %、 Ti： 0.02-0.10 %、 Mo： 0.05-0.6 %、 Nb ≤ 0.08 %と V≤ 0.15 %のなかから選ばれた少なくとも 1種の元素、残部が Feからなり、かつ実質的にフェライ卜«単相のマトリックス中に粒径が 10 nm未満の微細析出物が 5 X 10⁴個 I m³以上の割合で分散した高張力熱延鋼板。

(3)実質的に、重量％で C： 0.06 %超え 0.15 %以下、 Si ≤ 0.5 %、 Mn： 0.5- 2.0 、 P ≤ 0.06 %、 S ≤ 0.005 %、 Al ≤ 0.1 %、 N≤ 0.006 %、 Ti： 0.10 %超え 0.35 %以下、 Mo： 0.3-0.7 %、残部が Feからなり、かつ実質的にフェライト &戠単相のマトリックス中に粒径が 10 nm未満の微細析出物が 5X 10⁴個 / i m³以上の割合で分散した高張力熱延鋼板。こうした高張力熱延鋼板は、例えば、上記の成分を有する鋼スラブを Ar3変態点以上で熱間圧延して熱延鋼板を製造する工程と、熱鋼板を 550-700 °Cで巻き取る工程とを有する高張力熱延鋼板の製造方法によって製造できる。図面の簡単な説明図 1は、微細炭ィ匕物の単位体積当りの個数と TSとの関係を示す図である。図 2は、 Fe炭化物の粒径と λとの関係を示す図である。

図 3は、 Fe炭化物の体積率と λとの関係を示す図である。

図 4は、 Si、 Mo量と表面性状との関係を示す図である。

図 5は、 TS XEL/ t^a2とプレス加工性との関係を示す図である。

図 6は、固溶 C量と ELとの関係を示す図である。発明を実施するための形態本発明者らは、高張力熱延鋼板の伸びおよび伸びフランジ性について検討した結果、以下の知見を得た。

(1) Mo添加により、炭 '窒化物などの析出物が微細になる。

(2)転位密度が低く、延性に富むフェライト組織単相のマトリックス中に、 Mo添加により炭 ·窒化物などの析出物を微細に析出させると、高張力と優れた伸びおよび伸びフランジ性を両立できる。

こうした知見に基づき、重量％で C≤ 0.15 %、 Ti： 0.02-0.35 、 Mo： 0.05-0.7 % を含有させ、マトリックスを実質的にフェライト組織単相とし、マトリックス中に粒径が 10 nm未満の微細析出物を析出させれば、 550 MPa以上の引張強度と優れた伸びおよび伸びフランジ性を有する高張力熱延鋼板の得られることを見出した。 C、 Ti、 Mo量の限定は、以下の理由による。

C量が 0.15 %を超えると微細析出物が»：化し易くなり強度が低下する場合があるので、 C量は 0.15 %以下にする必要がある。

Ti量が 0.02 %未満では微細析出物の量が少なくなり 550 MPa以上の引張強度が得られ難く、 0.35 %を超えるとフェライト繊カ微細化し全伸びが低下し易くなることから、 Ti量は 0.02-0.35 %にする必要がある。

Mo量は、 0.05 %以上であるとパ一ライト変態を抑制しつつ、 Tiとの微細な複合析出物を形成し、優れた伸びおよび伸びフランジ性を維持しながら鋼を強ィヒすることができる。しかし、 0.7 .%を超えると硬質相が形成され伸びフランジ性が低下する。したがって、 Mo量は 0.05-0.7 %にする必要がある。

本発明において、フェライト組織単相とは、 100 %フェライト組織である必要はなく、 95 %以上のフェライト組 Itであれば本発明の目的を達成できる。

また、マトリックス中に析出させる微細析出物の粒径を 10 nm以上にすると、 550 MPa以上の引張強度が得られ難くなる。そのため、粒径が 10 nm以上の析出物で強ィヒしょうとすると、析出物の体積率を上げる必要があり、それによりフェライト繊が細粒化して伸びが低下する。したがって、微細析出物の粒径は 10 nm未満とするが、 5 nm以下にすることがより好ましい。より高張力化を図る場合には 3 nm以下にすることがさらに好ましい。

微細析出物は、 Tiと Moを含む複合炭化物である。拡散速度が遅い Moが Tiとともに炭ィ匕物を形成するために炭化物の成長體が遅くなり、微細な炭ィ匕物が形成されると考えられる。

Moの代わりに、あるいは Moと一緒に、 Wを 0.01-1.5 %の範囲で含有させても、粒径が 10 nm未満の微細析出物を析出させることができ、優れた伸びおよび伸びフランジ性と 550 MPa以上の引張強度を有する高張力熱延鋼板が得られる。

微細析出物の量は強度に大きな影響を与えるので、 C： 0.03-0.15 %、 Ti： 0.03- 0.25 %、 Mo： tr.-0.7 %を含む鋼を仕上温度 900 °Cで熱間圧延し、巻取温度 500-800 °Cで巻き取り、板厚 2.3 mmの熱延鋼板を作製し、微細析出物の量と引張強度 TS の関係を調査した。その結果、図 1に示すように、粒径が 10 nm未満の微細析出物の単位体積当りの個数を 5 X 10⁴個 / m³以上にすると 550 Pa以上の TSが、 1 X10⁵個 I m³以上にすると 700 MPa以上の TSが、 2X10⁵個 / m³以上にすると 780 MPa以上の TSが確実に得られることがわかる。

本発明の高張力熱延鋼板には、 10 nm未満の微細析出物の他に、比較的粒径の大きな Fe炭化物を含む場合がある。粒径の大きな Fe炭ィヒ物は伸びフランジ性に好ましくないので、上記の熱延鋼板を用いて、 Fe炭化物の粒径（平均粒径)、体積率と伸びフランジ性の関係を調査した。ここで、 Fe炭化物の粒径（平均粒径）と体積率は、電子顕微鏡で観察し画像解析により求めた。また、伸びフランジ性は、 130 mm角の鋼板の中央に 10 πιιηΦのポンチによりクリアランス 12.5 %で打ち抜いた穴を有する試験片を準備し、 60° 円錐ポンチにより打抜き穴をバリの発生してない側から押し上げ、割れが鋼板を貫通した時点での穴径 dを測定し、下記の式で表される穴広げ率 λにより評価した。

λ ( ) = [(d-10)/10]X100

図 2に Fe炭化物の粒径と穴広げ率との関係を、図 3に Fe炭化物の体積率と穴広げ率との関係を示す。

Fe炭ィ匕物の粒径が 1 mを超えたり、 Fe炭化物の体積率が 1 %を超えると、 λ が 80 %未満となり、伸びフランジ性が劣化することがわかる。したがって、 Fe炭化物の粒径を 1 β m未満、その体積率を 1 %以下にすることが好ましい。

重量％で表される C、 Ti、 Moの含有量が 0.8≤ (C 112) I [(Ti 148) + (Mo 196)] ≤ 1.3を満足するようにすると、 10 nm未満の微細析出物が 5X10⁴個 I ^m³以上の割合で、確実に形成されるようになる。また、微細析出物中の原子％で表される Ti、 Moの含有量が 0.1 ≤ Ti/Mo ≤ 3を満足するようにすると、 10 nm未満の微細析出物が 5X10⁴個 I m³以上の割合で、確実に形成されるようになり、 550 MPa以上の弓 I張強度が確実に得られるようになる。さらに、高張力化を図る場合には、 0.5 ≤ Ti/Mo ≤ 2を満足するようにすることが望ましい。

C、 Ti、 Moに加え、さらに重量％で Nb≤ 0.08%と V≤ 0.15%のなかから選ばれた少なくとも 1種の元素を含有させても同様な効果が得られるが、この場合、微細析出物中の原子％で表される Ti、 Mo、 Nb、 Vの含有量が 0.25 ≤ Mo / (Ti + Nb + V + Mo) を満足するようにする必要がある。

同様に、 Mo の代わりに W を含有する場合は、微細析出物中の原子％で表される Ti、 Wの含有量が 0.1 ≤ Ti / Wを満足するようにすると、 10 nm未満の微細析出物が 5 X 10⁴個 / /z m³以上の割合で、確実に形成されるようになる。

また、 Moと Wをともに含有する場合は、 0.1 ≤ Ti / (Mo + W) を満足するようにすると、 10 nm未満の微細析出物が 5X 10⁴個 / m³以上の割合で、確実に形成されるようになる。

このように微細析出物中の元素量の比を制御すると、微細析出物の個数のみならず、その分散状態もより均一化され、鋼板内でより均一な引張特性値が得られるとともに、圧延後の板形状も良好となる。

なお、本発明における紙織や微細析出物の調査は、以下の方法により行った。ッインジエツト法を用いた電解研磨法により試料を作成し、透過電子顕微鏡により加速電圧 200 kVで観察した。このとき、微細析出物が母相に対して計測可能なコントラストになるように母相の結晶方位を制御し、析出物の数え落としを最低限にするために焦点を正焦点からずらしたデフォーカス法で観察を行った。また、析出物粒子の計測を行った領域の試料の厚さは電子エネルギー損失分光法を用いて、弾性散乱ピークと非弹性散乱ピーク強度を測定することで評価した。この方法により、粒子数の計測と試料厚さの計測を同じ領域について実行することができる。粒子数の測定は、試料の 0.5 X0.5 mの領域 4箇所について行い、 1 m²当たりに投影されて観察される粒子数として算出した。この値と試料厚さから 1 m³当たりの析出物粒子の数を算出した。また、エネルギー分散型 X線分析法により析出物の化学分析も行った。

本発明である高張力熱延鋼板のより具体的な例として、以下の高張力熱延鋼板を上げることができる。

(1)実質的に、重量％でじ ≤ 0.06 %、 Si≤ 0.5 %、 Mn： 0.5-2.0 %, P≤ 0.06 %、 S ≤ 0.005 、 Al≤ 0.1 ヽ N ≤ 0.006 %、 Ti： 0.02-0.10 、 Mo： 0.05-0.6 %、残部が Feからなり、かつ実質的にフェライト組織単相のマトリックス中に粒径が 10 nm未満の微細析出物が 5 X 10⁴個 I Ai m³以上の割合で分散した高張力熱延鋼板。

(2)実質的に、重量％で C≤ 0.06 %、 Si ≤ 0.5 %、 Mn： 0.5-2.0 %、 P ≤ 0.06 %、 S ≤ 0.005 %、 A1≤ 0.1 %、 N≤ 0.006 %、 Ti： 0.02-0.10 %、 Mo： 0.05-0.6 %ヽ Nb ≤ 0.08 %と V≤ 0.15 %のかから選ばれた少なくとも 1種の元素、残部が Feからなり、かつ実質的にフェライト組織単相のマトリックス中に粒径が 10 nm未満の微細析出物が 5 X 10⁴個 I m³以上の割合で分散した高張力熱延鋼板。

(3)実質的に、重量％で C： 0.06 %超え 0.15 %以下、 Si ≤ 0.5 %. Mn： 0.5- 2.0 、 P ≤ 0.06 、 S ≤ 0.005 %、 A1 ≤ 0.1 %、 N ≤ 0.006 %、 Ti： 0.10 %超え 0.35 %以下、 Mo : 0.3-0.7 %、残部が Feからなり、かつ実質的にフェライト； W単相のマトリックス中に粒径が lO nm未満の微細析出物が 5X 10⁴個 I /x m³以上の割合で分散した高張力熱延鋼板。

(1)、（2)は引張強度が 780 MPa以上の高張力熱延鋼板、（3)は引張強度が 950 MPa 以上の高張力熱延鋼板である。

以下に、成分の限定理由を説明する。

C： Cは炭ィ匕物を形成し、後述する Ti、 Mo、 Nb、 Vの量にも依存するが、鋼を強化するのに有効である。しかし、引張強度が 780 MPaグレードの鋼板の場合は、 C力 0.06 %を超えるとパーライ卜が形成されたり、析出物が粗大ィ匕して伸びや伸びフランジ性を劣化させる。このため、 C≤ 0.06 %とする。一方、引張強度が 980 MPaグレードの鋼板の場合は、同様な理由で Cを 0.15 %以下にする必要があるが、所望の強度を得るには Cを 0.06 %超えにする必要がある。このため、 C : 0.06 % 超え 0.15 %以下とする。また、 C量と後述する Ti、 Mo量のバランスは、前述のように、 0.8 ≤ (C 1 12) I [(Ti 1 48) + (Mo / 96)] ≤ 1.3とすることが望ましい。このような関係を満足させることにより、前述のように、 Ti、 Mo を含む微細な複合炭ィ匕物を所定の量析出させるとともに、パーライ卜の形成や析出物の粗大化による伸びや伸びフランジ性の劣化を抑制できる。

Si： Si は固溶強ィ匕には有効な元素であるが、 0.5 %を超えるとフェライトからの C析出が促進されて粒界に粗大な Fe炭化物を析出し易くなり、伸びフランジ性が低下する。また、 Siが 0.5 %を超えると板厚 2.5 mm以下の薄い鋼板の熱間圧延が不安定になる。このため、 Si≤ 0.5 %とする。

Mn： Mnは固溶強化により鋼を強化する観点からは 0.5 %以上にする必要がある力 2.0 %を超えると偏析が生じたり、硬質相が形成されて伸びフランジ性が低下する。このため、 Mn： 0.5-2.0 %とする。

P : Pは固溶強ィ匕に有効であるが、 0.06 %を超えると偏析が生じて伸びフランジ性が低下する。このため、 P≤ 0.06 %とする。

S : Sは少ないほど好ましい。 0.005 %を超えると伸びフランジ性が低下する。このため、 S ≤ 0.005 %とする。

A1： A1は脱酸剤として添加されるが、 0.1 %を超えると伸びおよび伸びフランジ性がともに低下する。このため、 Al≤ 0.1 %とする。

N： Nは少ないほど好ましい。 0.006 %を超えると粗大な窒化物が増え、伸びフランジ性が低下する。このため、 N≤ 0.006 %とする。

Ti :上述したように、 Tiは Moと微細な複合炭化物を形成し、優れた伸びおよび伸びフランジ性を維持しながら鋼を強化する。弓 1張強度が 780 MPaグレードの鋼板の場合は Ti： 0.02-0.10 %とし、引張強度が 950 MPaダレ一ドの鋼板の場合は Ti ： 0.10 %超え 035 %以下とする。

Mo： Tiの場合と同じ理由で、引張強度が 780 MPaグレードの鋼板の場合は Mo ： 0.05-0.6 %とし、弓 1張強度が 950 MPaグレードの鋼板の場合は Mo： 0.3-0.7 %とする。

引張強度が 780 MPa グレードの鋼板の場合は、さらに Nb 0.08 %と V ≤ 0.15 %のなかから選ばれた少なくとも 1種の元素を含有させることができる。 b、 Vは紙織の細粒ィ匕に有効であり、かつ Tiや Moとともに複合析出物を形成し優れた伸びや伸びフランジ性の向上に寄与する。しかし、 Nbが 0.08 %を超えたり、 V が 0.15 %を超えると伸びが劣化するため、 Nb ≤ 0.08 %、 V ≤ 0.15 %とする。なお、 Nbや Vによる糸 II戠の細粒化を図る観点から、 0.005 % ≤ Nb、 0.001 % ≤ V とすることが好ましい。

本発明の高張力熱延鋼板のより具体的な例として、上述した 3種の高張力熱延鋼板の他に、 Wを含んだ以下の高張力熱延鋼板も上げられる。 (4)実質的に、重量％で C ≤ 0.1 %、 Si ≤ 0.5 %> Mn≤ 2 %、 P≤ 0.06 %、 S ≤ 0.01 %、 Al ≤ 0.1 %, N≤ 0.006 、 Cr≤ 0.5 %、 Ti： 0.02-0.2 % Nb ≤ 0.08 %、 W : 0.01-1.5 %、残部が Feからなり、かつ実質的にフェライト単相のマトリックス中に粒径が 10 nm未満であり、析出物中の原子％で表される Ti、 Mo、 Wの含有量が 0.1 ≤ Ti / (Mo + W) を満足する微細析出物が 5 X 10⁴個 I m³以上の割合で分散した高張力熱延鋼板。

(5)実質的に、重量％でじ ≤ 0.1 %、 Si≤ 0.5 %、 Mn≤ 2 %、 P ≤ 0.06 %、 S ≤ 0.01 %、 Al ≤ 0.1 %、 N ≤ 0.006 %、 Cr≤ 0.5 > Ti： 0.02-0.2 %、 Nb ≤ 0.06 %、 Mo： 0.05-0.6 %、 W： 0.01-1.5 %、残部が Feからなり、かつ実質的にフエライト組織単相のマトリックス中に粒径が 10 nm未満の微細析出物が 5 X 10⁴個 / ίΐ m³以上の割合で分散した高張力熱延鋼板。

上記（1)-(5) の高張力熱延鋼板において、後述する実施例 7 に示すように、固溶 C≤ 0.0020 %とすると伸びがさらに向上する。

図 4に、 Si、 Mo量と表面性状の関係を示す。図の結果は、 Siに起因するスケール欠陥の程度を示したもので、 ◎は欠陥の程度が非常に良好、〇は良好、 Xは劣悪を意味する。

上記（1)- (5) の高張力熱延鋼板において、重量％で Si + Mo ≤ 0.5 %とすると、非常に良好な表面性状が得られる。

なお、 Q ≤ 0.15 %、 Cu ≤ 0.15 %、 Ni ≤ 0.15 %のなかから選ばれた少なくとも 1種の元素を含有させても、本発明の効果は得られる。上記（1) の高張力熱延鋼板は、例えば、実質的に、重量％でじ≤ 0.06 %、 Si ≤ 0.5 %、 Mn： 0.5-2.0 %、 P ≤ 0.06 、 S≤ 0.005 %、 Al≤ 0.1 %、 N≤ 0.006 %、 Mo： 0.05-0.6 %、 Ti： 0.02-0.10 %、残部が Feからなり、かつ 0.8 ≤ (C / 12) / [(Ti / 48) + (Mo / 96)] ≤ 1.3を満足する鋼スラブを Ar3変態点以上で熱間圧延して熱延鋼板を製造する工程と、熱延鋼板を 550-700 °Cで巻き取る工程とを有する高張力熱延鋼板の製造方法によつて製造できる。

上記（2) の高張力熱延鋼板は、例えば、実質的に、重量％で ≤ 0.06 %、 Si ≤ 0.5 %、 Mn： 0.5-2.0 、 P ≤ 0.06 %、 S ≤ 0.005 %、 Al ≤ 0.1 %、 N ≤ 0.006 %、 Mo： 0.05-0.6 %、 Ti： 0.02-0.10 %、 ) ≤ 0.08 %と V 0.15 %から選ばれた少なくとも 1種の元素、残部が Feからなる鋼スラブを、 (1)の鋼板と同様な熱延条件で製造すれば得られる。

上記（3) の高張力熱延鋼板は、例えば、実質的に、重量％で C： 0.06 %超え 0.15 %以下、 Si ≤ 0.5 %、 Mn： 0.5-2.0 %、 P .≤ 0.06 %、 S ≤ 0.005 %、 Al ≤ 0.1 %、 N ≤ 0.006 %、 Ti： 0.10 %賴え 0.35 %以下、 Mo： 0.3-0.7 %、残部が Feからなり、かつ 0.8 ≤ (C 1 12) I [(Ti / 48) + (Mo / 96)] ≤ 1.3を満足する鋼スラブを、（1) の鋼板と同様な熱延条件で製造すれば得られる。

熱間圧延は、 Ar3変態点未満の温度で行うと粗大粒が発生し、伸びが低下するとともに、析出物がひずみ誘起現象を起こして粗大化するため、 Ar3変態点以上、より好ましくは 880 °C以上で行う必要がある。熱間圧延後は、フェライ卜組織単相とするため 550 °C以上、より好ましくは 600 °C以上の温度で巻取る必要がある。また、析出物の粗大ィ匕を防止するため 700 °C以下、より好ましくは 660 °C以下の温度で巻取る必要がある。

なお、鋼スラブは、铸造後直ちにあるいは補熱を施した後に熱間圧延を行う、直送圧延法で圧延することもできる。また、仕上圧延前あるいは仕上圧延中に圧延材を加熱または保熱したり、粗圧延後に圧延材を接合して行う連続圧延を行うこともできる。上記（1)-(5) の高張力熱延鋼板には、溶融亜鉛めつき処理を施すことができる。本発明の高張力熱延鋼板では、安定した微細析出物が分散して析出しているため、溶融亜鉛めつき処理を施しても析出物が変化することはなく、鋼板が軟ィ匕することはない。自動車のサスペンションアーム、リインフォ一スメント、サイドメンバー、シートフレーム、シートレールなどの足回り部材は複雑な形状を有するため、従来の高張力熱延鋼板ではプレス成形による製造が困難であつたが、良好な加工性を有する上記（l)-(5)の高張力熱延鋼板を用いれば、高品質、高歩留まりでこうした部材を製造することが可能となる。

特に、 80 %以上の穴広げ率と 700 MPa以上の引張強度 TSを有し、 TS、伸び EL (%)、板厚 t (mm) が（TSXEL) / t ² > 12000を満足する高張力熱延鋼板が、以下の理由により、自動車の足回り部材に好適である。

TSと ELの積 TS XELは材料の吸収エネルギーの指標となり、プレス割れの生じ難さを表す指標として有効であるが、鋼板の TS ごとに要求される値が異なる。また、 ELは板厚 tに依存する値であるので、 TSごとに EL不足によるプレス割れの問題が生じない tの関数として表された TS XELの好ましい範囲が存在する。 tの異なる鋼板の ELは Oliverの式で換算でき、 tの 0.2乗に比例する。

そこで、 C： 0.04 %、 Ti： 0.09 、 Mo： 0.2 %を含み、扳厚が 3.5-2.7 讓で、 TS が 710-850 MPaの熱延鋼板を用い、 1200 tonプレス機でサスペンションアームを作製し、（ S XEL) / t ²とプレス加工性（割れなし： OK、割れ： NG) との関係を調査した。

図 5に示すように、（TSXEL) I t ²が 12000を超えると割れが全く生じなくなることがわかる。実施例 1

表 1に示す成分組成の鋼 A-Eを、表 1に示す条件で熱間圧延を行い、鋼板 1-5を作製した。そして JIS 5号試験片による引張試験、および上述したような方法で、透過電子顕微鏡にょる纖および析出物の調査、穴広げ率 (λ) の測定、サスペンションアームの実プレス試験を行った。表 1には、マトリックスの組織、析出物の粒径、析出物の個数も合わせて示した。

結果を表 2に示す。

透過電子顕微鏡による観察によれば、本発明例である鋼板 1-3は、フェライト組織単相のマトリックス中に粒径 10 nm未満の微細析出物が均一に分散していた。また、これらの微細析出物は Tiと Moを含む炭化物であった。これらの鋼板 1-3は、 800 MPa以上の TS、高い ELおよび λを有し、プレス割れも生じない。一方、比較例である鋼板 4は、ベイナイト（B)繊で、 ELが低く、プレス割れが生じる。また、鋼板 5は、フェライト +パーライト（F + P) 纖であり、 λが低く、プレス割れが生じる。

表 1

F:フェライト、 B:ベイナイト、 P:パーライト

2

板厚 TS Eし A プレス加工鋼板鋼 TSxEL

(mm) (MPa) 備考

(%) (%) 性

1 A 3.2 821 21.1 17323 105 OK 発明例

2 B 3.2 810 23.1 18711 110 OK 発明例

3 C 3.2 815 22.3 18175 118 OK 発明例

4 D 3.2 841 16.5 13877 95 NG 比較例

5 E 3.2 856 20.7 17719 30 NG 比較例

実施例 2

表 3に示す化学成分を有する鋼 A-Pを 1250 に加熱後、仕上温度 880-930 で熱間圧延し、冷却速度と巻取温度を変化させて、板厚 3.2 mmの鋼板 1-16を作製した。そして、実施例 1の場合と同様な試験を行った。

結果を表 4に示す。

本発明例である鋼板 1-10は、フェライト組織単相であり、析出物の粒径が 10 nm 未満で、原子％による Mo / (Ti + Nb + V + Mo) の値が 0.25以上であり、 550 MPa以上の TSと高い ELおよび λを有している。また、電子顕微鏡による観察によれば、微細析出物がフェライト組織中に均一に分散していた。

これに対し、比較例である Mo無添加の鋼板 11、 12では、パ一ライトが生成したり、析出物が粗大化しており、 ELおよび λがともに低い。また、鋼板 13では、析出物の粒径が 10 nm以上であり、 C量が少なく析出物の量が少ないため TSが 550 MPa未満である。鋼板 14では、 Mn量が多く偏析が顕著であり、かつマルテンサイトも形成されているため、 ELおよび λがともに低い。鋼板 15では、 Ti量が少ないため、析出物の量が少ないため TSが 550 MPa未満である。鋼板 16では、 Ti 量が多く、 Tiと Moの複合析出物は存在するが、複合析出物中の Mo比率が低く、また Si量も多いので、析出物が粗大化して、 ELと λがともに低い。

〇

4

TS 巳し λ 析出物粒径析出物組成比鋼板 '鋼組織備者

(MPa) (%) (%) ( m) Mo/(Ti+Nb+V+Mo)

1 A 806 24.6 109 F 3 0.47 発明例

2 B 807 24.4 1 1 1 F 3 0.46 発明例

3 C 795 23.3 83 F 4 0.39 発明例

4 ひ 793 24.9 108 F 4 0.48 発明例

5 E 789 24.フ 101 F 3 0.28 発明例

6 F 603 33.9 133 F 4 0.67 発明例

7 G 598 34.1 138 F 4 0.75 発明例

8 H 803 24.0 108 F 3 0.46 発明例

9 I 801 24.7 100 F 3 0.47 発明例

10 J 805 24.5 107 . F 3 0.47 発明例

1 1 K 81 1 20.5 39 F+P 16 0 比較例

12 し 786 20.7 46 F 15 0 比較例

13 M 495 36.7 121 F 1 1 0.51 比較例

14 N 802 19.3 43 F+ 5 0.49 比較例

15 0 508 37.1 125 F 6 0.83 比較例

16 P 801 20.4 78 F 12 0.01 比較例

実施例 3

表 5 に示す成分の鋼をォ一ステナイト域に加熱後、仕上温度 880 °C以上で熱間圧延を行い、表 5に示す卷取温度で卷取り、表 5に示す板厚の鋼板 17-29を作製した。ここで、鋼板 17-23は 780 MPa以上の TSを、鋼板 24-29は 590 MPa以上の TS を目標にして作製された鋼板である。そして、 JIS 5号試験片により引張試験を行つた。また、圧延後の板形状を目視で判定し、フラットな場合を〇、波うちが顕著な板を Xで評価した。さらに、透過電子顕微鏡によって析出物を調査した。

本発明例である鋼板 17-21、 24-27では、 Mo / (Ti + Nb + Mo) の値が 0.25以上であり、高い TSと ELが得られ、板形状も良好である。

一方、比較例である鋼板 22、 23、 28、 29では、 Mo / (Ti + Nb + Mo) の値が 0.25 未満であり、 ELが低く、板形状も波うちが顕著である。これは、強度を確保するために、熱間圧延後急冷したたに、低温変態相が形成されたためである。

化学成分 (wt%) 析出物組成比板厚巻取温度 TS Eし鋼板 C Si Mn P s Al N Mo Ti Nb Mo/(Ti+Nb+V+Mo) (mm; (°C) (MPa) (%) 形状備考

1 7 0.055 0.12 1.81 0.005 0.001 0.045 0.0025 0.22 0.088 0.010 0.48 2.0 625 801 20.1 〇発明例

18 〃 // II II II II II II II 〃 0.48 1.6 625 810 1 9.2 〇発明例

19 II II 〃 II II 〃 II II II II 0.48 1 .4 625 805 18.6 〇発明例

20 II II // II II II // II 〃 II 0.48 1.2 625 807 18.1 〇発明例

21 〃 It II II 〃 II // II // 〃 0.45 2.0 600 795 18.9 〇発明例

22 // n 〃 II II // 〃 II 〃 0.20 2.0 540 821 16.3 X 比較例

23 II II II 〃 II It II II II II 0.16 2.0 500 830 14.1 X 比較例

24 0.020 0.01 1.31 0.001 0.001 0.050 0.0034 0.18 0.051 0.020 0.53 2.3 640 605 35.1 〇発明例

25 // II II 11 II // II II If 〃 0.53 1.8 640 610 33.4 〇発明例

26 II II II II II It 〃 II // // 0.53 1.4 640 608 31.8 〇発明例

27 〃 // II if II II II II II 〃 0.53 1.2 640 61 1 30.8 〇発明例

28 II II II II If II 〃 II 〃〃 0.22 1.4 540 631 28.1 X 比較例

29 II II n 〃 // II II // II 0:18 1.4 510 642 25.3 X 比較例

実施例 4

表 6に示す化学成分を有する鋼を 1250 °Cに加熱後、仕上温度 890 °Cで熱間圧延を行い、卷取温度 650 °Cで巻取り、板厚 3.2 mmの鋼板を作製した。そして、鋼板の長手方向中央部で幅方向中央部および端部から 65 mmの位置から JIS 5号試験片を採取して引張試験を、また、透過電子顕微鏡による析出物の調査を行った。さらに、 Siに起因するスケール欠陥を上述した方法で評価した。

結果を表 6に示す。 ' 本発明例である鋼板 2-4では、幅方向で均一な材質が得られ、表面性状も良好である。特に、 Si + Moが 0.5以下である鋼板 2および 3では、非常に良好な表面性状が得られる。なお、鋼板 3では、透過電子顕微鏡によれば、微細な Tiおよび Mo を含む炭化物がフェライト組織中に均一に分散していた。

これに対して、 Mo無添加の比較例の鋼板 1は、フェライト +パーライト組織であり、幅方向の材質変動 ATSが 30 MPa以上で、 AELが 2 %以上と大きい。また、 Mo添加量が多く、 Ti / Moが 0.1未満の比較例の鋼板 5では、材質変動は小さいが、伸びの低下が大きい。

本発明例である鋼板 7-9では、方向の材質変動が小さく、表面性状も非常に良好である。

これに対して、 Mo無添加の比較例の鋼板 6は、フェライト +パーライトであり、材質変動 ATSが 30 MPa以上、 AELが 2 %以上と大きい。 Cr添加量が多い比較例の鋼板 10では、低温変態相の生成が抑制できず、ァシキユラ一フェライト糸！！戠となったために ELの低下が著しい。なお、これらの鋼板では、全て Si + Mo が 0.5 %以下であることから表面性状は非常に良好である。

本発明例である鋼板 12-14では、幅方向の材質変動が小さく、表面性状も良好である。

これに対して、 Ti無添加の比較例の鋼板 11では、パ一ライトおよびセメンタイトが析出し、低 TSであるにも関わらず ELが鋼板 12と同程度で低く、材質変動も大きい。

本発明例である鋼板 16-18では、幅方向の材質変動が小さく、表面性状も良好である。特に、 Si + Moが 0.5 %以下である鋼板 16では、表面性状が非常に良好である。

これに対して、 Mo無添加の比較例の鋼板 15では、材質変動が大きく、 Mo添加量が多い比較例の鋼板 19では、 ELが低い。

表 6

実施例 5

表 7に示す成分の鋼を、表 7に示す条件で熱間圧延を行い、板厚 3.6 mmの鋼板 21-38を作製した。そして、実施例 4と同様に、鋼板の幅方向中央部と端部の引張特性値を調査した。また、透過電子顕微鏡によって析出物を調査した。

結果を表 Ίに示す。

仕上温度を変化させた鋼板 21-25を見ると、仕上温度が 880 °C以上で材質変動が極めて小さい。

また、巻取温度を変化させた鋼板 26-30を見ると、巻取温度が 550-700 °Cである鋼板 27-29で材質変動が極めて小さく、伸びも大きい。

これに対して、巻取温度が 550-700 °Cから外れる鋼板 26、 30では、材質変動が大きい。

仕上温度と巻取温度とを変化させた鋼板 31-35を見ると、仕上温度が 880 °C以上、かつ巻取温度が 550-700 °Cである鋼板 32-34で材質変動が極めて小さい。

なお、鋼板 36、 37では、 Mo含有量が多く析出物の Ti I Moが 0.1未満であり、材質変動が大きい。また、鋼板 38では、巻取温度が 500 °Cと低く、ベイナイト組織が生じ、 TSの変動が特に大きい。

表 7

F:フェライト、 AF:ァシキユラ一フェライト、 B:ベイナイト、 BF:べィニティックフェライト、 P:ハ°—ライ

実施例 6

表 8に示す化学成分を有する鋼 A-Tを、表 9に示す熱延条件で熱間圧延し、板厚 3.2 mmの鋼板 1-23を作製した。そして、 JIS 5号試験片および穴広げ試験片を採取し、弓 I張試験および穴広げ試験を行った。また、光学顕微鏡および走査電子顕微鏡で金属組織を観察した。さらに、透過電子顕微鏡によって析出物を調査した。なお、本実施例では、 TSが 780 MPa以上、 ELが 20 %以上、 λが 70 %以上を良好とした。

結果を表 9に示す。

本発明例である鋼板 1-3および 5-15は、成分組成が本発明範囲内であり、 Tiと Moを含む炭化物力均一に分散したフェライトであるので、 ELおよび λが高い。これに対して、比較例である鋼板 4では、巻取温度が低いため転位密度の高いベィナイト組織が形成され、 ELが低い。比較例である鋼板 16-18では、パーライトまたはマルテンサイト力形成され、 ELおよび λがともに低い。また、鋼板 19では、 Mo添加量が少ないため Ti、 Nbの炭 ·窒化物が微細とならず、かつ、 Mo炭化物の析出もほとんどないため λが低い。鋼板 21では、 Ti添加量が少なく Ήの炭化物が少ないため TS、 λが低い。鋼板 22、 23では、 Mo無添加であり、 Tiの添加量が多いため、析出物が粗大ィヒし、その量も過多となり、 ELおよびえがともに低い。

W

27

表 9

F:フェライト、 B:ベイナイト、 M:マルテンサイト、 P:ノ \°一ライト実施例 7

表 8の鋼 A、 F、および Mを 1250 °Cに加熱後、仕上温度 890 °Cで熱間圧延し、巻取温度 630 °Cで巻取って、板厚 3.0讓の鋼板を作製した。そして、 JIS 5号試験片により弓 I張試験を行った。また、固溶 C量を内部摩擦測定により測定した。

図 6に、固溶 C量と ELとの関係を示す。

固溶 C量を 0.0020 %以下にすると、 ELが良好となることが確認された。実施例 8

表 10に示す化学成分を有する鋼 A-Mを 1250 °Cに加熱し、仕上温度 880-930 °C で熱間圧延後、冷却と巻取温度を変ィ匕させて、板厚 2.6 mmの鋼板 1-13を作製した。ここで、巻取温度は、 600 °Cを超える温度範囲で変ィ匕させた。そして、 JIS 5 号試験片および穴広げ試験片を採取し、引張試験および穴広げ試験を行った。また、透過電子顕微鏡によつて析出物を調査した。

結果を表 11に示す。

本発明例である鋼板 1-9はいずれもフェライト組織単相からなり、析出物の平均粒径が 10 nm未満で、析出物の組成比率も 0.1 ≤ Ti / Mo≤ 3を満足しているため、 TSが 950 MPa以上で、高い ELおよび λを有している。

これに対し、比較例である鋼板 10では、 C量が多すぎ、 Mo無添加のためパーライトが生成し、力 ^つ析出物が粗大化しており、 ELおよび λがともに低い。また、鋼板 11では、 Mo無添加のため析出物が粗大ィ匕しており、 ELおよび λがともに低い。鋼板 12では、 Μη量が多すぎるため偏析が顕著であり、かつ糸 III内にマルテンサイ卜が形成されているため ELおよび λがともに低い。鋼板 13では、 Tiと Mo の複合析出物は存在するものの、 C量が多すぎ、パ一ライトが生成し、かつ析出物力 S粗大化するため ELおよび λがともに低い。

表 11

F:フェライト、 M:マルテンサイト、 P:パーライト

実施例 9

表 12に示す成分の鋼 A- Eを 1250 °Cに加熱し、仕上温度 890 °Cで熱間圧延後、巻取温度 620 °Cで卷取り、板厚 3.2 mmの鋼板 1-5を作製した。そして、実施例 4 と同様な鋼板の幅方向中央部と端部の引張特性値および穴広げ率を調査した。また、透過電子顕微鏡によつて析出物を調査した。

結果を表 13に示す。

本発明例である鋼板 1-4では、材質変動が極めて小さい。

一方、比較例である鋼板 5では、炭 ·窒化物形成元素として Tiのみしか含有されていないため、 ELおよび λが低く、材質変動も大きい。

表 12

：フェライ卜

t 表 13 引張特性値材質変動

鋼板鋼 TS Eし， λ 備考

A TS Δ ΕΙ_

(MPa) (%) (%)

1 A 813 22 100 8 1.0 発明例

2 B 822 20 105 13 1.2 発明例

3 C 801 23 1 10 5 1.1 発明例

4 D 808 21 108 3 0.9 発明例

5 E 762 17 60 35 3.8 比較例

Claims

. 請求の範囲

1. 重量％でじ ≤ 0.15 %、 Ti： 0.02-0.35 %, Mo： 0.05-0.7 %を含有し、実質的にフェライト糸 I戠単相のマトリックスと前記マトリックス中に分散した粒径が 10 nm未満の微細析出物とからなる高張力熱延鋼板。

2.重量％で。≤ 0.15 、 Ti： 0.02-0.35 %、 W： 0.01-1.5 %を含有し、実質的にフエライト組織単相のマトリックスと前記マトリックス中に分散した粒径が 10 nm未満の微細析出物とからなる高張力熱延鋼板。

3. 重量％で C ≤ 0.15 %、 Ti： 0.02-0.35 %、 o： 0.05-0.7 %、 W： 0.01-1.5 %を含有し、実質的にフェライト組織単相のマトリックスと前記マトリックス中に分散した •粒径が 10 nm未満の微細析出物とからなる高張力熱延鋼板。

4.微細析出物が 5 X 10⁴個 I m³以上の割合で分散した請求の範囲 1の高張力熱延鋼板。

5.微細析出物が 5 X 10⁴個 I m³以上の割合で分散した請求の範囲 2の高張力熱延鋼板。

6.微細析出物が 5 X 10⁴個 I m³以上の割合で分散した請求の範囲 3の高張力熱延鋼板。 ·

7. Fe炭化物の粒径が 1 Ai m未満、その体積率が 1 %以下である請求の範囲 1の高張力熱延鋼板。

8. Fe炭化物の粒径が 1 /x m未満、その体積率が 1 %以下である請求の範囲 4の高張力熱延鋼板。

9.重量％で表される C、 Ti、 Moの含有量が 0.8≤ (C/12)/[(Ti/48) + (Mo/96)] ≤ 1.3を満足する請求の範囲 4の高張力熱延鋼板。

10. 微細析出物中の原子％で表される Ti、 Moの含有量が 0.1 ≤ Ti/Mo ≤ 3を満足する請求の範囲 4の高張力熱延鋼板。

11.さらに、重量％で Nb ≤ 0.08%と V ≤ 0.15%のなかから選ばれた少なくとも 1 種の元素を含有し、かつ微細析出物中の原子％で表される Ti、 Mo、 Nb、 Vの含有量が 0.25 ≤ Mo/(Ti+Nb + V + Mo) を満足する請求の範囲 4の高張力熱延鋼板。

12.実質的に、重量％で ≤ 0.06%、 Si≤ 0.5%、 Mn： 0.5-2.0%、 P≤ 0.06%、 S ≤ 0.005 %、 A1 ≤ 0.1 、 N≤ 0.006 %、 Ti： 0.02-0.10 、 Mo： 0.05-0.6 、残部が Feからなる請求の範囲 4の高張力熱延鋼板。

13.実質的に、重量％で ≤ 0.06%、 Si ≤ 0.5%、 Mn: 0.5-2.0%、 P≤ 0.06%、 S ≤ 0.005 %、 Al ≤ 0.1 %、 N≤ 0.006 、 Ti： 0.02-0.10 、 Mo： 0.05-0.6 %、 Nb ≤ 0.08 %と V≤ 0.15 %のなかから選ばれた少なくとも 1種の元素、残部が Feからなる請求の範囲 4の高張力熱延鋼板。

14.実質的に、重量％でじ： 0.06 %超え 0.15 %以下、 Si≤ 0.5%、 Mn： 0.5-2.0 %、 P ≤ 0.06 %、 S ≤ 0.005 、 Al ≤ 0.1 、 N≤ 0.006 %、 Ti： 0.10 %超え 0.35 % 以下、 Mo： 0.3-0.7 %、残部が Feからなる請求の範囲 4の高張力熱延鋼板。

15.実質的に、重量％で C≤ 0.1 %、 Si ≤ 0.5 % Mn≤ 2 %、 P ≤ 0.06 %、 S ≤ 0.01 、 Al ≤ 0.1 %、 N ≤ 0.006 %、 Cr ≤ 0.5 %、 Ti： 0.02-0.2 、 Nb ≤ 0.08 、 W： 0.01-1.5 %、残部が Feからなり、かつ微細析出物中の原子％で表される Ti、 Wの含有量が 0.1 ≤ Ti/Wを満足する請求の範囲 5の高張力熱延鋼板。

16.実質的に、重量％で C ≤ 0.1 %、 Si ≤ 0.5 %、 Mn ≤ 2 %、 P ≤ 0.06 %、 S ≤ 0.01 %、 Al ≤ 0.1 %、 N ≤ 0.006 %、 Cr ≤ 0.5 %、 Ti： 0.02-0.2 、 Nb ≤ 0.08 、 Mo： 0.05-0.6 、 W： 0.01-1.5 %、残部が Feからなり、かつ微細析出物中の原子¹ ¾で表される Ti、 Mo、 Wの含有量が 0.1 ≤ Ti / (Mo + W) を満足する請求の範囲 6の高張力熱延鋼板。

17.重量％で固溶 C ≤ 0.0020 %を満足する請求の範囲 12の高張力熱延鋼板。

18.重量％で固溶 C ≤ 0.0020 %を満足する請求の範囲 13の高張力熱延鋼板。

19.重量％で固溶 C ≤ 0.0020 %を満足する請求の範囲 14の高張力熱延鋼板。

20.重量％T^ Si + Mo ≤ 0.5 %を満足する請求の範囲 12の高張力熱延鋼板。

21.重量％で≤1 + 0≤ 0.5 %を満足する請求の範囲 13の高張力熱延鋼板。

22.重量 y^ C Si + Mo ≤ 0.5 %を満足する請求の範囲 14の高張力熱延鋼板。

23.実質的に、重量％で ≤ 0.06 %、 Si ≤ 0.5 %、 Mn： 0.5-2.0 %, P ≤ 0.06 %、 S ≤ 0.005 ヽ A1 ≤ 0.1 、 N ≤ 0.006 %、 Mo： 0.05-0.6 、 Ti： 0.02-0.10 %、残部が Feからなり、かつ 0.8 ≤ (C 1 12) / [(Ti / 48) + (Mo / 96)] ≤ 1.3を満足する鋼スラブを製造する工程と、

前記鋼スラブを Ar3変態点以上で熱間圧延し、熱延鋼板を製造する工程と、前記熱延綱板を 550-700 °Cで巻き取る工程と、

を有する高張力熱延鋼板の製造方法。

24.実質的に、重量％で ≤ 0.06 %、 Si ≤ 0.5 %、 Mn： 0.5-2.0 %、 P ≤ 0.06 %、 S ≤ 0.005 %、 Al ≤ 0.1 %、 N ≤ 0.006 %、 Mo： 0.05-0.6 %、 Ti： 0.02-0.10 、 Nb ≤ 0.08 ヒ ≤ 0.15 %から選ばれた少なくとも 1種の元素、残部が Feからなる鋼スラブを製造する工程と、

前記鋼スラブを Ar3変態点以上で熱間圧延し、熱延鋼板を製造する工程と、前記熱延鋼板を 550-700 °Cで巻き取る工程と、

を有する高張力熱延鋼板の製造方法。

25.実質的に、重量％で C : 0.06 %超え 0.15 %以下、 Si≤ 0.5 %、 Mn : 0.5-2.0 %、 P ≤ 0.06 %、 S ≤ 0.005 、 Al ≤ 0.1 %、 N ≤ 0.006 %、 Ti： 0.10 %超え 0.35 % 以下、 Mo： 0.3-0.7 、残部が Feからなり、かつ 0.8 ≤ (C / 12) / [(Ti / 48) + (Mo / 96)] ≤ 1.3を満足する鋼スラブ製造する工程と、

前記鋼スラブを Ar3変態点以上で熱間圧延し、熱延鋼板を製造する工程と、前記熱延鋼板を 550- 700 °Cで巻き取る工程と、

を有する高張力熱延鋼板の製造方法。、

26.請求の範囲 12の高張力熱延鋼板に溶融亜鉛めつき処理を施した亜鉛めつき鋼板。

27.請求の範囲 13 の高張力熱延鋼板に溶融亜鉛めつき処理を施した亜鉛めつき鋼扳。

28.請求の範囲 14の高張力熱延鋼板に溶融亜鉛めつき処理を施した亜鉛めつき鋼板。

29.請求の範囲 12の高張力熱延鋼板を用いた自動車の足回り部材。

30.請求の範囲 13の高張力熱延鋼板を用いた自動車の足回り部材。

31.請求の範囲 14の高張力熱延鋼板を用いた自動車の足回り部材。

32. 80 %以上の穴広げ率と 700 MPa以上の引張強度 TSを有し、 TS、伸び EL (%), 板厚 t (mm) が（TS XEL) / 1 ^α2 > 12000を満足する請求の範囲 12の高張力熱延鋼板を用いた自動車の足回り部材。

33. 80 %以上の穴広げ率と 700 MPa以上の引張強度 TSを有し、 TS、伸び EL (%), 板厚 t (mm) が（TS XEL) / 1 ^α2 > 12000を満足する請求の範囲 13の高張力熱延鋼板を用いた自動車の足回り部材。

34. 80 %以上の穴広げ率と 700 MPa以上の引張強度 TSを有し、 TS、伸び EL (%)、板厚 t (mm) 力 S (TS XEL) / t ^α2 > 12000を満足する請求の範囲 14の高張力熱延鋼板を用いた自動車の足回り部材。