JP3400351B2 - 耐衝撃特性に優れた高強度高加工性熱延鋼板の製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】この発明は、自動車用鋼板と
しての用途に用いて好適な耐衝撃特性に優れた高強度高
加工性熱延鋼板の製造方法に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】自動車の軽量化が指向される中、成形性
に優れる高強度薄鋼板に対する要求が殊の外強くなって
いる。また、最近では、自動車の安全性も重視され、そ
のためには衝突時における安全性の目安となる耐衝撃特
性の向上も要求されている。さらに、経済性に対する配
慮も必要とされ、かかる経済性を考慮した場合には、冷
延鋼板に比べると熱延鋼板の方が有利である。

【０００３】上記の現状を背景として、これまでにも種
々の高強度熱延鋼板が開発されている。例えば、特公平
６-41617号、特公平５-65566号および特公平５-67682号
各公報には、高加工性高強度熱延鋼板として、フェライ
ト、ベイナイトおよび５％以上の残留オーステナイトを
含むいわゆる Transformation Induced Plasticity鋼
（以下、ＴＲＩＰ鋼という）の製造方法が開示されてい
る。しかしながら、このＴＲＩＰ鋼は、伸びが高く、成
形性は良好ではある（TS×El≧ 24000 MPa・％）もの
の、現在の厳しい耐衝撃特性を満足するまでにはいかな
いところに問題を残していた。また、プレス成形時にお
ける加工硬化量（ＷＨ）およびその後の塗装焼付時にお
ける焼付硬化量（ＢＨ）が、70 MPa程度と低いという問
題もあった。この加工・焼付硬化量（ＷＨ＋ＢＨ）が低
いと、加工−塗装焼付後における強度保証の面での不利
が大きい。

【０００４】一方、耐衝撃特性に優れた高強度熱延鋼板
としては、特開平９−111396号公報に開示されているよ
うに、フェライトとマルテンサイトの２相組織になるい
わゆるDual Phase鋼（以下、ＤＰ鋼という）が開発され
ている。しかしながら、このＤＰ鋼は、耐衝撃特性には
優れるものの、伸びが十分とはいえず、成形性の点に問
題を残していた。

【０００５】

【発明が解決しようとする課題】上述したとおり、現在
までのところ、十分な成形性と厳しい安全性の両者を満
足する熱延鋼板は見当たらず、その開発が望まれてい
た。この発明は、上記の要望に有利に応えるもので、優
れた成形性と耐衝撃特性を兼ね備えた、具体的には、強
度−伸びバランス（TS×El）が 24000 MPa・％以上かつ
動的ｎ値が0.35以上で、しかも加工・焼付硬化量（ＷＨ
＋ＢＨ）が 100 MPa以上と高い、耐衝撃特性に優れた高
強度高加工性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。

【０００６】ここに、動的ｎ値とは、発明者らが耐衝撃
特性の指標として新たに見出したもので、この動的ｎ値
を用いることによって、耐衝撃特性を従来よりも一層的
確に評価することができる。すなわち、従来、耐衝突安
全性については、強度との関連で考察され、単に強度が
大きければ耐衝突安全性も高いとされてきたが、強度と
耐衝突安全性とは必ずしも一義的な関係にあるわけでは
ないことが判明した。そこで、この点につき、鋭意研究
を重ねた結果、耐衝突安全性を向上させる、つまり高速
での変形時（自動車の衝突時にはひずみ速度

【外１】 が２×10³/s まで増加）におけるエネルギーを、鋼板で
より多く吸収するためには、鋼板を

【外２】 の条件で引張変形させた時のｎ値（以下、動的ｎ値とい
う）を高くすることが有効であることが解明されたので
ある。ここでは、伸び10％における瞬間ｎ値を動的ｎ値
とする。なお、この動的ｎ値を高くすることは、高速変
形時における強度向上にも有効であることが併せて見出
された。

【０００７】

【課題を解決するための手段】以下、この発明の解明経
緯について説明する。さて、発明者らは、上記の目的を
達成すべく、まず従来鋼であるＴＲＩＰ鋼について、そ
の組織と特性との関係について調査した。その結果、Ｔ
ＲＩＰ鋼においては、成形性の向上に有利な残留オース
テナイトを十分な量得るためには、ベイナイト相を生成
させることが不可欠とされてきたが、このベイナイト相
が耐衝撃特性を劣化させる原因になっていることが判明
した。

【０００８】そこで、発明者らは、かようなベイナイト
相とくに炭化物の生成を抑制したところ、すなわち、主
相である初析フェライト以外の第２相を、従来のベイナ
イト＋残留オーステナイトから、針状フェライト＋マル
テンサイト＋残留オーステナイトの混合組織に変更した
ところ、所期した目的の達成に関し、望外の成果が得ら
れたのである。この発明は、上記の知見に立脚するもの
である。

【０００９】すなわち、この発明は、 Ｃ：0.05〜0.40mass％、 Si：1.0 〜3.0 mass％、 Mn：0.6 〜3.0 mass％、 Cr：0.2 〜2.0 mass％ を含有し、残部は実質的にFeの組成になる鋼スラブを、
1000〜1300℃に加熱し、粗圧延後、仕上げ圧延を 780〜
980 ℃の温度で終了し、ついで 620〜780 ℃まで冷却し
たのち、１〜10秒間の等温保持処理または冷却速度：20
℃/s以下の徐冷処理を施し、ついで 350〜500 ℃まで冷
却してから、コイルに巻き取ったのち、10〜100 ℃/hの
冷却速度で 300℃以下まで冷却することにより、初析フ
ェライト主相中に、マルテンサイト、針状フェライトお
よび残留オーステナイトからなる第２相を有する鋼組織
とすることを特徴とする耐衝撃特性に優れた高強度高加
工性熱延鋼板の製造方法（第１発明）である。

【００１０】また、この発明は、 Ｃ：0.05〜0.40mass％、 Si：1.0 〜3.0 mass％、 Mn：0.6 〜3.0 mass％、 Cr：0.2 〜2.0 mass％ を含有し、残部は実質的にFeの組成になる鋼スラブを、
1000〜1300℃に加熱し、粗圧延後、仕上げ圧延を 780〜
980 ℃の温度で終了し、ついで 620〜780 ℃まで冷却し
たのち、１〜10秒間の等温保持処理または冷却速度：20
℃/s以下の徐冷処理を施し、ついで 350〜500 ℃まで冷
却してから、コイルに巻き取ったのち、２〜60分間の等
温保持処理または冷却速度：50℃/h未満の緩冷却処理を
施し、その後強制冷却により50℃/h以上の冷却速度で 3
00℃以下まで冷却することにより、初析フェライト主相
中に、マルテンサイト、針状フェライトおよび残留オー
ステナイトからなる第２相を有する鋼組織とすることを
特徴とする耐衝撃特性に優れた高強度高加工性熱延鋼板
の製造方法（第２発明）である。

【００１１】この発明では、鋼スラブの成分組成につ
き、上記した基本組成の他、オーステナイト生成元素と
して Ｐ：0.01〜0.2 mass％、 Al：0.01〜0.3 mass％ のうちから選んだ少なくとも一種を、またさらには強度
改善成分として Ti：0.005 〜0.25mass％、 Nb：0.003 〜0.1 mass％ のうちから選んだ少なくとも一種を含有させることもで
きる。

【００１２】また、この発明においては、鋼組織中に占
める第２相の比率を３〜40％とすることが好ましく、さ
らに第２相における各相の比率については、マルテンサ
イト：10〜80％、残留オーステナイト：８〜30％、針状
フェライト：５〜60％とすることが好ましい。

【００１３】

【発明の実施の形態】以下、この発明を具体的に説明す
る。図１に、従来のＴＲＩＰ鋼の代表的な連続冷却変態
曲線図（ＣＣＴ図）を示す。同図に示したとおり、従来
のＴＲＩＰ鋼は、熱間圧延後、初析フェライト域に若干
保持して初析フェライト（ポリゴナルフェライトともい
う）を析出させ、同時に未変態オーステナイト相への固
溶炭素の濃縮を促進して、オーステナイトの安定度を増
したのち、ベイナイト域に導き、この領域を徐冷するこ
とによって、ベイナイト変態を生じさせつつ、所定量の
オーステナイトを残留させていた。しかしながら、この
ようにして製造されたＴＲＩＰ鋼は、強度および加工性
の面では優れるものの、十分な耐衝撃特性が得られない
ことは前述したとおりである。

【００１４】そこで、発明者らは、ベイナイトの生成を
回避すべく数多くの実験と検討を重ねた結果、(1) 鋼成
分としてCrを少量含有させると、上記ＣＣＴ図における
ベイナイト変態域のノーズが後退して、ベイナイトの析
出（特に炭化物の析出）が抑制され、代わりに針状フェ
ライト（アシキュラーフェライトともいう）が析出す
る、(2) かようにして形成された、針状フェライト、残
留オーステナイトおよびマルテンサイトからなる第２相
は、成形性を阻害することなしに、耐衝撃特性を格段に
向上させることを究明したのである。

【００１５】図２に、この発明の成分系における代表的
ＣＣＴ図を示す。同図に示したとおり、Crを少量添加す
ることによってベイナイト変態域のノーズが後退し、代
わりに針状フェライト域が顕著に出現するので、この針
状フェライト域に短時間保持し、好ましくはその後に急
冷することによって、第２相を針状フェライト、残留オ
ーステナイトおよびマルテンサイトからなる混合組織と
することができ、かくして優れた成形性と耐衝撃特性と
を兼ね備えた熱延鋼板を得ることができたのである。

【００１６】ここに、針状フェライトとは、結晶粒の長
径が概ね10μm 以下、アスペクト比が１：1.5 以上、そ
してセメンタイト析出量が５％以下のものをいう。な
お、従来のＴＲＩＰ鋼のベイナイト中には、セメンタイ
トの析出が多く認められる（10％以上）ので、この発明
の針状フェライトとＴＲＩＰ鋼のベイナイトとは明確に
区別されるものである。

【００１７】図３(a) に、この発明に従い得られる第２
相の特徴的な相構成を、また図３(b) には、従来のＴＲ
ＩＰ鋼の第２相の相構成を、それぞれ模式で示す。従来
のＴＲＩＰ鋼の第２相は、ベイナイト中に残留オーステ
ナイトが点在する相構成になっているのに対し、この発
明の第２相は、針状フェライトとマルテンサイトが層状
にならび、その界面（マルテンサイト側）に残留オース
テナイトが点在する形態になっている。このように、第
２相中に針状フェライトを析出させたことが、この発明
の特徴の一つであり、この針状フェライト相がTS×Elを
増加させると共に、動的ｎ値を向上させるものと考えら
れる。なお、発明者らの知見によれば、針状フェライト
とマルテンサイトの界面面積率が大きくなるほど、動的
ｎ値は大きくなる傾向にあることが確認されている。

【００１８】この発明において、上記した第２相の鋼組
織中に占める比率は３〜40％とすることが好ましい。と
いうのは、相比率が３％に満たないと十分な耐衝撃特性
が得られず、一方40％を超えると伸びひいては強度−伸
びバランスがが低下するからである。より好ましい比率
は10〜30％である。なお、この発明において、相比率
は、鋼試料を研磨後、２％硝酸＋エチルアルコール溶液
でエッチングし、顕微鏡写真を画像解析することにより
算出した。

【００１９】また、第２相における各相の比率について
は、マルテンサイト：10〜80％（好ましくは30〜60
％）、残留オーステナイト：８〜30％（好ましくは10〜
20％）、針状フェライト：５〜60％（好ましくは20〜50
％）とすることが望ましい。というのは、マルテンサイ
トの比率が10％に満たないと十分な耐衝撃特性が得られ
ず、一方80％を超えると伸びひいては強度−伸びバラン
スが低下するからである。また、残留オーステナイトの
比率が８％に満たないと十分な伸びが得られず、一方30
％を超えると耐衝撃特性が低下するからである。さら
に、針状フェライトの比率が５％に満たないとやはり良
好な耐衝撃特性が得られず、一方60％を超えると伸びが
低下するからである。

【００２０】なお、鋼組織全体に占める各相の比率とし
ては、マルテンサイトおよび針状フェライトはそれぞれ
５〜15％、残留オーステナイトは２〜10％程度とするの
が好適である。また、この発明において、鋼組織は全
て、主相である初析フェライトと、第２相であるマルテ
ンサイト、針状フェライトおよび残留オーステナイトの
混合相からなっているとは限らず、ベイナイト相などが
若干析出する場合もあるが、かような第３相が混入して
も、その比率が第２相全体の10％以下であれば特性上何
ら問題はない。

【００２１】次に、この発明において、鋼板の成分組成
を前記の範囲に限定した理由について説明する。 Ｃ：0.05〜0.40mass％ Ｃは、鋼の強化に有効に寄与するだけでなく、残留オー
ステナイトを得る上でも有用な元素である。しかしなが
ら、含有量が0.05mass％未満では、その効果に乏しく、
一方0.40mass％を超えると延性を低下させるので、Ｃ量
は0.05〜0.40mass％の範囲に限定した。

【００２２】Si：1.0 〜3.0 mass％ Siは、残留オーステナイトの生成に不可欠な元素であ
り、そのためには少なくとも 1.0mass％の添加を必要と
するが、 3.0mass％を超える添加は、延性の低下を招く
だけでなく、スケール性状を低下させ表面品質上も問題
となるので、Si含有量は 1.0〜3.0 mass％の範囲に限定
した。

【００２３】Mn：0.6 〜3.0 mass％ Mnは、鋼の強化元素として有用なだけでなく、残留オー
ステナイトを得る上でも有用な元素である。しかしなが
ら、含有量が 0.6mass％未満ではその効果に乏しく、一
方 3.0mass％を超えると延性の低下を招くので、Mn量は
0.6〜3.0 mass％の範囲に限定した。

【００２４】Cr：0.2 〜2.0 mass％ このCr添加は、この発明の特徴の一つである。Crを添加
することにより、前述したように、第２相が針状フェラ
イト化する。そのためには、0.2 mass％以上の添加が必
要であるが、 2.0mass％を超えて添加すると粗大なCr炭
化物が生成して延性が阻害され、強度−伸びバランスお
よび動的ｎ値とも劣化するので、Cr量は0.2 〜2.0 mass
％の範囲に限定した。好ましくは 0.3〜1.8 mass％であ
る。

【００２５】図４および図５に、Cr量と強度−伸びバラ
ンスおよび動的ｎ値との関係について調べた結果をそれ
ぞれ示す。図４，５より明らかなように、Cr含有量が
0.2mass％以上、 2.0mass％以下の範囲で、TS×El≧240
00 (MPa・%)、動的ｎ値≧0.35の優れた加工性および耐
衝撃特性が得られている。

【００２６】以上、基本成分について説明したが、この
発明では、オーステナイト生成元素としてＰやAl、また
強度改善成分としてTiやNbを、以下の範囲で適宜含有さ
せることができる。 Ｐ：0.01〜0.2 mass％ Ｐは、残留オーステナイト生成元素として有用である
が、含有量が0.01mass％に満たないとその添加効果に乏
しく、一方 0.2mass％を超えると耐二次加工性が劣化す
るので、添加する場合には0.01〜0.2 mass％の範囲とす
ることが望ましい。

【００２７】Al：0.01〜0.3 mass％ Alも、Ｐと同様、残留オーステナイト生成元素として有
用なものであるが、含有量が0.01mass％に満たないとそ
の添加効果に乏しく、一方 0.3mass％を超えると延性の
低下を招くので、添加する場合には0.01〜0.3 mass％の
範囲とすることが望ましい。

【００２８】 Ti：0.005 〜0.25mass％、Nb：0.003 〜0.1 mass％ TiおよびNbはいずれも、主相であるフェライトを細粒化
させることによって、強度の向上に有効に寄与するの
で、必要に応じて添加することができる。特にTiを含有
させると、針状フェライトのノーズが短時間側に移行
し、コイルミドル部と比較して冷却速度が速くなるコイ
ル端部においても十分針状フェライトが析出するので、
歩留りが向上する効果もある。しかしながら、含有量が
あまりに少ないとその添加効果に乏しく、一方過度の添
加は延性の低下を招くので、それぞれ上記の範囲で含有
させることが好ましい。

【００２９】次に、この発明の製造方法について具体的
に説明する。この発明では、要するに、第２相としてマ
ルテンサイト、針状フェライトおよび残留オーステナイ
トからなる混合組織を形成させれば良いのであるから、
前掲図２に示した冷却曲線に沿って、冷却させれば良
い。まず、熱間圧延に先立って、スラブ加熱を行うが、
この加熱温度は1000〜1300℃とする必要がある。という
のは、スラブ加熱温度が1000℃に満たないと鋼板の表面
品質の劣化が著しく、一方1300℃を超えると鋼の結晶粒
が粗大化して、材質の均質性および延性の劣化を招くか
らである。なお、加熱時間については、特に限定される
ことはないが、あまりに長いと結晶粒が粗大化するの
で、60分以下程度とするのが好ましい。

【００３０】ついで、熱間粗圧延後、仕上げ圧延を行う
が、この際の仕上げ圧延温度は 780〜980 ℃とする必要
がある。というのは、仕上げ圧延終了温度が 780℃に満
たないと鋼中に加工組織が残存して延性の劣化を招き、
一方 980℃を超えると組織が粗大化し、フェライト変態
の遅延に起因して成形性の低下を招くからである。

【００３１】ついで、 620〜780 ℃の初析フェライト域
のノーズ近傍まで冷却したのち、この温度に１〜10秒間
保持するかまたは20℃/s以下の速度で徐冷することによ
り、主相である初析フェライトを析出させると共に、オ
ーステナイト相への固溶炭素の濃化を促進する。上記し
た 620〜780 ℃という温度範囲は、フェライト変態が最
もスムーズに進行する温度範囲なので、１〜10秒間程度
の短時間の保持処理または徐冷処理によって、所望量の
初析フェライトを得ることができる。なお、徐冷処理の
場合、冷却停止温度が 600℃を下回るとパーライト変態
が生じるおそれがあるので、冷却停止温度は 600℃以上
とすることが好ましい。

【００３２】ついで、 350〜500 ℃の針状フェライト域
まで冷却し、この領域を徐冷するか、あるいは等温保持
または緩冷却後、強制冷却することによって、所望量の
針状フェライトを析出させる。徐冷処理の場合（図２中
イ）、冷却速度が10℃/hに満たないとベイナイト変態が
生じるおそれが大きく、一方 100℃/hを超えると所望量
の針状フェライトが得難くなるので、徐冷する場合にお
ける冷却速度は10〜100 ℃/hの範囲に限定した。また、
等温保持または緩冷却後、強制冷却する場合（図２中
ロ）、まず保持または緩冷時間については２〜60分とす
る。というのは、保持または緩冷時間が２分に満たない
と十分な量の針状フェライトが得られず、一方60分を超
えるとベイナイト変態の惹起が懸念されるからである。
さらに、緩冷却における冷却速度を50℃/h未満とした理
由は、この速度があまりに大きいと十分な針状フェライ
トが得られないからであり、また等温保持または緩冷却
後の冷却速度を50℃/h以上とした理由は、ベイナイト変
態を生じさせないためである。

【００３３】ついで、上記の徐冷処理または等温保持
（緩冷却）−強制冷却処理によって、300 ℃以下まで冷
却するが、かような処理における冷却停止温度を 300℃
以下としたのは、やはりベイナイト変態が生じるおそれ
を回避するためである。

【００３４】上記した一連の処理によって、初析フェラ
イト主相中に、針状フェライト、マルテンサイトおよび
残留オーステナイトからなる第２相が存在する、所望の
鋼組織とすることができるのである。

【００３５】

【実施例】

実施例１ Ｃ：0.15mass％、Si：1.50mass％、Mn：1.0 mass％およ
びCr：0.20mass％を含有し、残部は実質的にFeの組成に
なる鋼スラブを、1200℃に加熱後、粗圧延したのち、図
６(a), (b)に示すパターンＸおよびパターンＹに従い、
880℃で仕上げ圧延後、 750℃の初析フェライト域のノ
ーズ近傍に冷却したのち、表１に示す条件で等温保持処
理または徐冷処理を施したのち、 500℃の針状フェライ
ト域まで冷却し、この領域で表１に示す条件で徐冷処理
または等温保持（緩冷却）−強制冷却処理を施したの
ち、室温まで冷却した。得られた熱延板から、引張試験
片を切り出し、それらの試験片について、ひずみ速度：
２×10^-2/sの条件で引張試験を実施し、降伏強さ(YS)、
引張強さ(TS)および伸び(El)を求めた。また、ホプキン
ソンプレッシャーバー試験材（材料とプロセス vol.9
(1996)P.1108〜1111）を用いて、ひずみ速度：２×10³/
s の条件で引張試験を実施し、伸びが10％の時の瞬間ｎ
値（動的ｎ値）を求めた。さらに、プレス成形時におけ
る加工硬化量（ＷＨ）およびその後の塗装焼付時(170
℃）における焼付硬化量（ＢＨ）についても測定した。
なお、ＷＨ，ＢＨは、ひずみ速度：２×10^-2／ｓの引張
試験機を用い、図７により求めた。各熱延鋼板の鋼組
織、TS×Elバランス、動的ｎ値、ＷＨ＋ＢＨおよびYRに
ついて調べた結果を整理して表１に示す。

【００３６】

【表１】

【００３７】表１に示したとおり、この発明に従い、第
２相として、マルテンサイト、針状フェライトおよび残
留オーステナイトの混合組織を形成させたものはいずれ
も、TS×El≧ 24000 MPa・％の優れた強度−伸びバラン
ス、動的ｎ値≧0.35の優れた耐衝撃特性およびＷＨ＋Ｂ
Ｈ≧100 MPa の優れた加工・焼付硬化性が得られてい
る。

【００３８】実施例２ 表２に示す成分組成になる鋼スラブを、図６に示すパタ
ーンＸおよびパターンＹに従って処理し、熱延鋼板とし
た。得られた熱延鋼板の鋼組織、TS×Elバランス、動的
ｎ値、ＷＨ＋ＢＨおよびYRについて調べた結果を、表３
に示す。

【００３９】

【表２】

【００４０】

【表３】

【００４１】この発明に従い得られた鋼板はいずれも、
第２相として、マルテンサイト、針状フェライトおよび
残留オーステナイトの混合組織が形成されており、その
結果TS×El≧ 24000 MPa・％、動的ｎ値≧0.35、ＷＨ＋
ＢＨ≧100 MPa の優れた強度−伸びバランス、耐衝撃特
性および加工・焼付硬化性が得られている。

【００４２】

【発明の効果】かくして、この発明に従い、主相を初析
フェライトとし、かつ第２相をマルテンサイト、針状フ
ェライトおよび残留オーステナイトの混合組織とするこ
とにより、優れた成形性と耐衝撃特性とを兼ね備えた熱
延鋼板を得ることができる。

【図面の簡単な説明】

【図１】従来のＴＲＩＰ鋼の代表的な連続冷却変態曲線
図（ＣＣＴ図）である。

【図２】この発明の成分系における代表的連続冷却変態
曲線図（ＣＣＴ図）である。

【図３】(a) この発明に従い得られる第２相の特徴的な
相構成および(b) 従来のＴＲＩＰ鋼の第２相の相構成を
示す模式図である。

【図４】Cr量と強度−伸びバランスとの関係を示すグラ
フである。

【図５】Cr量と動的ｎ値との関係を示すグラフである。

【図６】この発明に従う冷却パターンの模式図である。

【図７】加工硬化量（ＷＨ）および焼付硬化量（ＢＨ）
の説明図である。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 古君 修 千葉県千葉市中央区川崎町１番地 川崎 製鉄株式会社 技術研究所内 (72)発明者 高木 周作 千葉県千葉市中央区川崎町１番地 川崎 製鉄株式会社 技術研究所内 (56)参考文献 特開 平６−65677（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−276025（ＪＰ，Ａ) 特開 昭60−43430（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.⁷，ＤＢ名) C21D 9/46 - 9/48 C21D 8/00 - 8/04 C22C 38/00 - 38/60

Claims (4)

(57)【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】Ｃ：0.05〜0.40mass％、 Si：1.0 〜
   3.0 mass％、 Mn：0.6 〜3.0 mass％、 Cr：0.2 〜2.0 mass％ を含有し、残部は実質的にFeの組成になる鋼スラブを、
   1000〜1300℃に加熱し、粗圧延後、仕上げ圧延を 780〜
   980 ℃の温度で終了し、ついで 620〜780 ℃まで冷却し
   たのち、１〜10秒間の等温保持処理または冷却速度：20
   ℃/s以下の徐冷処理を施し、ついで 350〜500 ℃まで冷
   却してから、コイルに巻き取ったのち、10〜100 ℃/hの
   冷却速度で 300℃以下まで冷却することにより、初析フ
   ェライト主相中に、マルテンサイト、針状フェライトお
   よび残留オーステナイトからなる第２相を有する鋼組織
   とすることを特徴とする耐衝撃特性に優れた高強度高加
   工性熱延鋼板の製造方法。
2. 【請求項２】Ｃ：0.05〜0.40mass％、 Si：1.0 〜
   3.0 mass％、 Mn：0.6 〜3.0 mass％、 Cr：0.2 〜2.0 mass％ を含有し、残部は実質的にFeの組成になる鋼スラブを、
   1000〜1300℃に加熱し、粗圧延後、仕上げ圧延を 780〜
   980 ℃の温度で終了し、ついで 620〜780 ℃まで冷却し
   たのち、１〜10秒間の等温保持処理または冷却速度：20
   ℃/s以下の徐冷処理を施し、ついで 350〜500 ℃まで冷
   却してから、コイルに巻き取ったのち、２〜60分間の等
   温保持処理または冷却速度：50℃/h未満の緩冷却処理を
   施し、その後強制冷却により50℃/h以上の冷却速度で 3
   00℃以下まで冷却することにより、初析フェライト主相
   中に、マルテンサイト、針状フェライトおよび残留オー
   ステナイトからなる第２相を有する鋼組織とすることを
   特徴とする耐衝撃特性に優れた高強度高加工性熱延鋼板
   の製造方法。
3. 【請求項３】 請求項１または２において、鋼スラブ組
   成が、さらに Ｐ：0.01〜0.2 mass％、 Al：0.01〜0.3 mass％ のうちから選んだ少なくとも一種を含有する組成になる
   ことを特徴とする耐衝撃特性に優れた高強度高加工性熱
   延鋼板の製造方法。
4. 【請求項４】 請求項１，２または３において、鋼スラ
   ブ組成が、さらに Ti：0.005 〜0.25mass％、 Nb：0.003 〜0.1 mass％ のうちから選んだ少なくとも一種を含有する組成になる
   ことを特徴とする耐衝撃特性に優れた高強度高加工性熱
   延鋼板の製造方法。