JP6797942B2 - ９８０ＭＰａ級熱間圧延二相鋼及びその製造方法 - Google Patents

９８０ＭＰａ級熱間圧延二相鋼及びその製造方法 Download PDF

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Description

本発明は、熱間圧延高強度鋼の分野に属し、具体的には、９８０ＭＰａ級熱間圧延二相鋼及びその製造方法に関する。
現在、商用車、特に大型トラックの車輪用鋼は通常、二相鋼を用いて製造されるが、一部の経済車の車輪（リムとスポークを含む）には、コストダウンの目的で鋼製車輪も採用される。高強度二相鋼を用いて車輪を製造することで、車輪の重量を有効に低減することができ、例えば、通常のＱ３４５鋼に比べて、ＤＰ６００（即ち引張強度６００ＭＰａ級二相鋼）を採用すると、車輪の重量を約１０〜１５％低減でき；引張強度７８０ＭＰａ級のＤＰ７８０二相鋼を採用すると、さらに車輪の重量を約５〜１０％低減できる。現在、中国国内の殆どの車輪メーカーが採用する二相鋼は、主に６００ＭＰａ以下の低強度二相鋼であり、ＤＰ７８０のようなより高強度の二相鋼はあまり適用されない。
自動車の車輪に二相鋼が広く採用される主な原因は、二相鋼自身が有する低降伏強度、高引張強度（即ち低降伏比）、連続降伏および良好な加工成形性や、比較的に優れる穴拡げ性等からである。産業の発展動向からみれば、車輪用鋼の強度は全体としてより高強度になりつつあり、しかも現在で使用されている車輪用鋼の強度は５００〜６００ＭＰａであり、殆ど高くない。中国での環境保全の法律・規制がますます厳しくなること、並びに自動車排ガスに対する規制措置が実施されることにつれて、乗用車の他、商用車分野においても、自動車の軽量化は既に産業の発展動向になっている。このような発展動向に対し、未来の車輪用鋼の発展要求を満たすために、より高級の、例えば７８０ＭＰａと９８０ＭＰａ級熱間圧延二相鋼を開発する必要がある。また、高強度二相鋼は、自動車の一部の構造部品、例えば自動車の主桁やインパクトビーム等にも適用できる。
現在、高強度二相鋼は主に、冷間圧延高強度二相鋼と、熱間圧延高強度二相鋼との２種類に分けられる。冷間圧延高強度二相鋼の強度は現在１１８０ＭＰａにも達しているが、熱間圧延高強度二相鋼の強度はまだ７８０ＭＰａ以上に達していない。冷間圧延二相鋼と熱間圧延二相鋼のこのような区別の原因は、まず、ユーザーからの高強度二相鋼に対するニーズは主に冷間圧延製品に対するものであり、熱間圧延高強度二相鋼の製品に対するニーズは強くないから；次に、熱間圧延生産ラインと冷間圧延生産ラインには大きな違いがあり、冷間圧延生産ラインで生産できる製品には、熱間圧延生産ラインで生産できないものが多く存在し、鋼種の成分とプロセスを設計・最適化しなおす必要がある。前記のように、産業の発展につれて、熱間圧延高強度二相鋼に対するニーズは必ず高まっていく。
本発明は、降伏強度≧５００ＭＰａ、引張強度≧９８０ＭＰａ、伸びＡ８０≧１２％で、優れる強度を示し、塑性と靭性がマッチし、良好な成形性能と高強度化・薄板化が要求される車輪等の部位に適用できる熱間二相鋼である、９８０ＭＰａ級熱間圧延二相鋼及びその製造方法を提供することを目的とする。
上記目的を果たすために、本発明の技術方案は：
本発明は、高含有量のＳｉの添加により、有限な熱間圧延・空冷時間内で若干の数量のフェライト組織の形成およびフェライト形成のプロセスウィンドウの拡大を保証する；ＮｂとＴｉを合わせて添加する目的は主に、仕上圧延段階でオーステナイト結晶粒を最大限で微細化することで、変態後で形成するフェライトをより微細にし、鋼板の強度と塑性の向上に関与するためである。本発明によれば、組織におけるフェライトとマルテンサイトの含有量を精確に制御することにより、降伏強度≧５００ＭＰａ、引張強度≧９８０ＭＰａの高強度フェライト−マルテンサイト二相鋼を獲得できる。
化学成分が重量百分率で：Ｃ：０．１０〜０．２０％、Ｓｉ：０．８〜２．０％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ≦０．０２％、Ｓ≦０．００５％、Ｏ≦０．００３％、Ａｌ：０．０２〜０．０６％、Ｎ≦０．００６％、Ｎｂ：０．０１〜０．０６％、Ｔｉ：０．０１〜０．０５％で、残部はＦｅおよび不可避不純物であり、且つ上記元素は０．０５％≦Ｎｂ＋Ｔｉ≦０．１０％の関係も満たす、９８０ＭＰａ級熱間圧延二相鋼。
好ましくは、前記熱間圧延二相鋼の化学成分において、重量百分率で、Ｃ：０．１４〜０．１８％である。
好ましくは、前記熱間圧延二相鋼の化学成分において、重量百分率で、Ｓｉ：１．２〜１．８％である。
好ましくは、前記熱間圧延二相鋼の化学成分において、重量百分率で、Ｍｎ：１．４〜１．８％である。
好ましくは、前記熱間圧延二相鋼の化学成分において、重量百分率で、Ｎｂ：０．０３〜０．０５％である。
好ましくは、前記熱間圧延二相鋼の化学成分において、重量百分率で、Ｔｉ：０．０２〜０．０４％である。
さらに、前記熱間圧延二相鋼の微細組織は微細なフェライト＋マルテンサイトであり、フェライトが占める体積分率は２０〜３５％で、フェライトの平均結晶粒サイズは５〜１０μｍである；マルテンサイトが占める体積分率は６５〜８０％で、マルテンサイトの等価結晶粒サイズは１５〜２０μｍである。
本発明にかかる熱間圧延二相鋼は、降伏強度≧５００ＭＰａ、引張強度≧９８０ＭＰａ、伸びＡ８０≧１２％である。
本発明にかかる鋼の成分設計において：
炭素：炭素は鋼における基本元素であり、本発明にとって重要な元素の一つでもある。炭素はオーステナイト相区域を拡大し、オーステナイトを安定化する。炭素は鋼における間隙原子として、鋼の強度向上にとって非常に重要な役割を担い、鋼の降伏強度と引張強度に対する影響が一番大きい。本発明において、引張強度９８０ＭＰａ級の高強度二相鋼を獲得するために、炭素の含有量を０．１０％以上に保証しなければならないが、炭素の含有量は０．２％を超えてはいけず、さもないと、熱間圧延２段冷却過程において所要の数量のフェライトを形成することが困難になる。よって、本発明にかかる鋼において、炭素含有量は０．１〜０．２％の間に制御すべきであり、好ましい範囲は０．１４〜０．１８％である。
ケイ素：ケイ素は鋼における基本元素であり、本発明にとって重要な元素の一つでもある。それは、引張強度９８０ＭＰａ以上の高強度二相鋼を獲得するために、フェライトのサイズと数量を制御しながら、マルテンサイトの強度も向上させる必要があり、そこで、成分設計において炭素とマンガンの含有量を適切に増加させる必要があるからである。また、炭素とマンガンはいずれもオーステナイト区域を拡大し、オーステナイトを安定化する元素であり、熱間圧延・空冷過程の短時間（通常は≦１０ｓ）内において十分の数量のフェライトを形成することは困難であることから、高含有量のケイ素元素を添加する必要がある。ケイ素の添加は、フェライト形成を著しく促進し、フェライト形成のプロセスウィンドウを拡大し、フェライトを浄化することができると共に、一部の強化作用を奏することもできる。ケイ素の当該作用は、その含有量が０．８％以上になると初めて現れるが、Ｓｉの含有量は高くなってはいけず、さもないと、圧延後の鋼板の衝撃靭性が劣る。よって、本発明にかかる鋼において、ケイ素含有量は０．８〜２．０％の間に制御すべきであり、好ましい範囲は１．２〜１．８％である。
マンガン：マンガンも鋼における一番の基本元素であり、本発明にとって一番重要な元素の一つでもある。周知のように、マンガンはオーステナイト相区域を拡大する重要な元素であり、鋼の臨界焼入速度を低下させ、オーステナイトを安定化し、結晶粒を微細化し、オーステナイトからパーライトへの変態を遅延させることができる。本発明において、鋼板の強度を保証するために、マンガン含有量は１．０％以上に制御すべきであり、マンガン含有量は低すぎると、過冷オーステナイトは十分に安定しておらず、空冷の時にパーライト類の組織へ変態しやすくなる；それと共に、マンガンの含有量は２．０％を超えてはいけず、２．０％を超えると、製鋼の時にＭｎの偏析が発生しやすくなるだけでなく、圧延後の空冷段階で十分の数量のフェライトを形成することが困難になると共に、スラブ連鋳の時にも熱割れが発生しやすくなる。よって、本発明にかかる鋼において、Ｍｎ含有量は１．０〜２．０％の間に制御すべきであり、好ましい範囲は１．４〜１．８％である。
リン：リンは鋼における不純物元素であり、極めて結晶粒界に偏在しやすく、鋼におけるリンの含有量は高い（≧０．１％）と、Ｆｅ２Ｐを形成して結晶粒周辺に析出し、鋼の塑性と靭性を低下させるので、その含有量は少ないほど良く、一般的には０．０２％以内に制御することが好ましく、且つ製鋼コストも高騰しない。
硫黄：硫黄は鋼における不純物元素である。鋼における硫黄はマンガンと結合してＭｎＳ介在物を形成することが普通であり、特に硫黄とマンガンの含有量が両方とも高い場合、鋼において多くのＭｎＳが形成されるが、ＭｎＳ自身は若干の塑性を有し、後続の圧延過程において、ＭｎＳは圧延方向に沿って変形し、鋼板の横方向の伸び性能を低下させる。よって、鋼における硫黄含有量は低いほど良く、実際に生産する時、通常は０．００５％以内に制御する。
アルミニウム：アルミニウムは鋼において、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓの五つの元素以外のもう一つの重要な合金元素である。本発明におけるアルミニウムの基本的な作用は主に、製鋼過程における脱酸素である。鋼におけるアルミニウムの含有量は、一般的には０．０２％以上にすると共に、アルミニウムの含有量は０．０６％を超えると、その結晶粒微細化作用が逆に低下してしまう。実際の生産過程におけるアルミニウム含有量の制御レベルにより、本発明では、鋼におけるアルミニウム含有量を０．０２〜０．０６％に制御すれば良い。
窒素：本発明において、窒素は不純物元素に属し、その含有量は低いほど良い。窒素も鋼における不可避な元素であり、通常は、製鋼過程において特別な制御を行わないと、鋼における窒素の残留含有量は≦０．００６％であることが普通である。それらの固溶または遊離の窒素元素は、ある窒化物の形成によって固定しなければならず、さもないと、遊離窒素原子は鋼の衝撃靭性にとって非常に不利であり、且つストリップ鋼の圧延過程において全体的な鋸歯状割れ欠陥が形成しやすい。本発明において、チタン元素を添加して窒素と結合させて安定なＴｉＮを形成することで、窒素原子を固定する。よって、本発明にかかる鋼における窒素含有量を０．００６％以内に制御し、且つ低いほど良い。
ニオブ：ニオブも本発明における肝心な元素の一つである。９８０ＭＰａ級及びそれ以上の熱間連続圧延二相鋼には、圧延・空冷段階でのフェライト相の形成を促進するように、通常は多くのケイ素を添加する必要があるが、ケイ素の多量添加によりマルテンサイトの脆性を向上させることが普通である。本発明において、炭素自身の含有量は≦０．２０％であるが、所定量のフェライトが析出すると、フェライトにおける炭素原子は排出され、変態していないオーステナイト中に入ることにより、残留オーステナイトにおける炭素含有量が富化し、最終に形成されるマルテンサイトの実際の炭素含有量が高くなり、マルテンサイトの脆性が向上し、ケイ素の多量添加によってこのような脆性がさらに激化する。そのため、高Ｓｉ型熱間圧延二相鋼の低温衝撃靭性は低いことが多く、高Ｓｉ型高強度二相鋼の衝撃靭性をなるべく向上させるために、合金の成分設計において微量のニオブが加えられ、結晶粒の微細化によって二相鋼の衝撃靭性を有効に向上させることができる。ニオブの添加には以下の２つの作用がある：その一つは、高温段階で、固溶したニオブがオーステナイト結晶粒の成長に対して溶質引きずり作用を奏することであり；その二つは、仕上圧延段階で、ニオブの炭窒化物によってオーステナイト結晶粒界をピニングし、オーステナイト結晶粒を微細化し、且つ最終に変態したフェライトとマルテンサイトに微細化作用を奏し、二相鋼の衝撃靭性を向上させることである。よって、本発明にかかる鋼において、ニオブ含有量は０．０１〜０．０６％の間に制御すべきであり、好ましい範囲は０．０３〜０．０５％である。
チタン：チタンは本発明にとって重要な元素の一つである。本発明において、チタンは主に以下の２つの作用を奏する：その一つは、鋼における不純物元素である窒素と結合してＴｉＮを形成し、窒素固定効果を奏することであり；その二つは、ニオブと兼ね合って最適なオーステナイト結晶粒微細化作用を奏することである。鋼における遊離窒素原子は鋼の衝撃靭性にとって非常に不利であり、微量のチタンの添加によって遊離の窒素を固定できるが、本発明において、チタンの含有量は多くなってはいけず、さもないと、大きなサイズのＴｉＮが形成しやすくなり、鋼の衝撃靭性にとっても不利である；試験によると、鋼にＮｂのみを添加し、Ｔｉを添加しない場合、連鋳の生産過程において、連鋳スラブでコーナー割れが発生しやすいが、微量のチタンを添加することで、コーナー割れの問題を有効に改善できる；それと共に、本発明において、ＮｂとＴｉの含有量は０．０５％≦Ｎｂ＋Ｔｉ≦０．１０％の成分範囲内に制御すれば、良好な結晶粒微細化効果を奏し、且つコストも低減できる。よって、本発明にかかる鋼において、チタン含有量は０．０１〜０．０５％の間に制御すべきであり、好ましい範囲は０．０２〜０．０４％である。
酸素：酸素は製鋼過程において不可避な元素であり、本発明にとって、鋼における酸素の含有量は、アルミニウムによる脱酸素の後、普通は３０ｐｐｍ以下に達することができ、鋼板の性能に明らかな悪影響を与えない。よって、鋼における酸素含有量を３０ｐｐｍ以内に制御すれば良い。
下記工程を含む、本発明にかかる９８０ＭＰａ級熱間圧延二相鋼の製造方法。
１）製錬・鋳造
前記化学成分に従って製錬、精錬を行い、ビレットまたはインゴットに鋳造する；
２）ビレットまたはインゴットの加熱
加熱温度を１１００〜１２００℃にし、加熱時間を１〜２時間にする；
３）熱間圧延＋段階冷却＋巻き取り
圧延開始温度を１０３０〜１１５０℃にし、１０００℃以上で３〜５パスの粗圧延を実施し、且つ積算変形量を≧５０％にする；中間スラブの保持温度を９００〜９５０℃にし、さらに３〜５パスの仕上圧延を実施し、且つ積算変形量を≧７０％にする；最終圧延温度を８００〜９００℃にし、最終圧延終了後、≧１００℃／ｓの冷却速度で鋼板を６００〜７００℃まで水冷する；５〜１０秒空冷した後、さらに鋼板を３０〜５０℃／ｓの冷却速度で≦２００℃まで焼入し、巻き取った後、≦２０℃／ｈの冷却速度で室温まで冷却する。
本発明の製造プロセスの設計の理由は以下のようである：
圧延プロセスの設計において、粗圧延と仕上圧延段階において、圧延過程をなるべく速いペースで完成すべきである。最終圧延終了後、速い冷却速度（≧１００℃／ｓ）で中間冷却停止温度まで急冷すべきである。それは、圧延終了後、冷却速度が遅いと、鋼板内部で変形したオーステナイトは短時間で再結晶を完成することができ、この場合のオーステナイト結晶粒は大きく成長するからである。比較的に粗大のオーステナイトは、後続の冷却過程においてフェライト変態を発生する時、旧オーステナイト結晶粒界に沿って形成するフェライト結晶粒は比較的に粗大で、通常は１０〜２０μｍであり、鋼板の強度向上にとって不利である。
本発明にかかる鋼板の組織設計アイデアは、微細等軸フェライトとマルテンサイト組織の場合、引張強度を９８０ＭＰａレベルに達するために、フェライトの平均結晶粒サイズを１０μｍ以下に制御する必要があり、そこで、最終圧延終了後で鋼板を所要の中間冷却停止温度に急冷する必要がある。本発明は低炭素鋼であることから、フェライトへの変態の駆動力が大きく、フェライトが形成しやすい。よって、冷却過程でフェライトの形成を避けるために、ストリップ鋼の最終圧延後の冷却速度をなるべく速くすべきである（≧１００℃／ｓ）。
本発明の段階冷却過程において、第一段階の冷却停止温度は６００〜７００℃の温度範囲内に制御すべきであり、それは、熱間連続圧延生産ラインにおいて、ストリップ鋼の搬送速度が速く、水冷段階の長さが限られ、長時間で空冷を行うことができないからである。第一段階の冷却停止温度は、なるべくフェライト析出の最適温度領域に制御すべきである；第二段階の水冷の目的は主に、所要のマルテンサイトを形成させるためであり、マルテンサイト変態はせん断型変態に属し、変態速度が速く、一瞬で完成でき、時間と殆ど関係ない。冷却速度がマルテンサイト変態の臨界冷却速度にさえ達すれば、マルテンサイト変態を完成できる。よって、第二段階の水冷速度は３０〜５０℃／ｓに制御すべきである。速すぎる冷却速度により、鋼板の内部歪みが大きすぎて、ストリップ鋼の板形状不良を招く。
本発明は、巧妙で合理的な成分設計により、新規な熱間圧延プロセスと兼ね合って、強度と塑性が良好な高強度熱間圧延二相鋼を獲得できる。鋼板の組織は微細なフェライトとマルテンサイトであり、フェライトが占める体積分率は２０〜３５％で、フェライトの平均結晶粒サイズは５〜１０μｍである；マルテンサイトが占める体積分率は６５〜８０％で、マルテンサイトの等価結晶粒サイズは１５〜２０μｍである；成分設計において、理論分析と試験研究により、ＮｂとＴｉの合計量は０．０５％≦Ｎｂ＋Ｔｉ≦０．１０％を満たすと共に、所要の圧延プロセスも兼ね合うと、初めて本発明にかかる低降伏比・高強度熱間圧延二相鋼を獲得することができ、良好な塑性と良好な衝撃靭性を両立できる。
本発明の有利な効果は、
（１）本発明は比較的に経済的な成分設計アイデアを採用すると共に、従来の熱間連続圧延生産ラインと兼ね合って、低降伏比を有する高強度熱間圧延二相鋼を生産できる。
（２）本発明は降伏強度≧５００ＭＰａ、引張強度≧９８０ＭＰａ、伸びＡ８０≧１２％で、且つ厚さ≦６ｍｍの熱間圧延高強度二相鋼板を製造でき、該鋼板は優れる強度を示し、塑性と靭性がマッチし、且つ優れる成形性能を示すと共に、比較的に低い降伏比を有し、高強度化・薄板化が要求される車輪等の部位に適用でき、その応用は前途有望である。
図１は本発明の実施例１にかかる鋼の典型的な金属組織写真である。 図２は本発明の実施例２にかかる鋼の典型的な金属組織写真である。 図３は本発明の実施例３にかかる鋼の典型的な金属組織写真である。 図４は本発明の実施例４にかかる鋼の典型的な金属組織写真である。 図５は本発明の実施例５にかかる鋼の典型的な金属組織写真である。
具体的な実施形態
以下、実施例および図面に基づいて本発明をさらに説明する。
表１は本発明の実施例にかかる鋼の成分であり、表２は本発明の実施例にかかる鋼の製造プロセスパラメータであり、表３は本発明の実施例にかかる鋼の性能である。
本発明の実施例のプロセスは：転炉または電気炉による製錬→真空炉による二次精錬→ビレットまたはインゴットの鋳造→鋼ビレット(インゴット)の加熱→熱間圧延+圧延後の段階冷却→鋼の巻き取りであり、ただし、肝心なプロセスパラメータは表２に示す。
図１〜図５はそれぞれ実施例１〜５にかかる試験用鋼の典型的な金属組織写真である。図１〜図５から分かるように、本発明にかかる鋼板のミクロ組織は微細等軸フェライトとマルテンサイト（図中、白色組織はフェライトで、濃色と灰色組織はマルテンサイトである）であり、フェライト結晶粒の大部分は旧オーステナイト結晶粒界に分布し、平均結晶粒サイズは５〜１０μｍであり、マルテンサイトの等価結晶粒サイズは約２０μｍであった。ミクロ組織と鋼板の性能は良好に相応しており、組織におけるフェライトは鋼板に低い降伏強度を付与するが、マルテンサイト（それが占める体積分率は６５〜８０％である）の存在は鋼板に高い引張強度を付与することにより、本発明にかかる二相鋼は成形しやすく且つ強度が高いという特徴を有し、特に高強度化・薄板化が要求される車輪等の分野に適切である。
表３から分かるように、本発明によれば、９８０ＭＰａ級フェライト−マルテンサイト二相鋼を製造することができ、該二相鋼は、降伏強度≧５００ＭＰａ、引張強度≧９８０ＭＰａ、伸びＡ８０≧１２％であり、且つ比較的に低い降伏比を有し、優れる強度を示し、塑性と靭性がマッチする。
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Claims (9)

  1. 化学成分が重量百分率で：Ｃ：０．１０〜０．２０％、Ｓｉ：０．８〜２．０％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ≦０．０２％、Ｓ≦０．００５％、Ｏ≦０．００３％、Ａｌ：０．０２〜０．０６％、Ｎ≦０．００６％、Ｎｂ：０．０１〜０．０６％、Ｔｉ：０．０１〜０．０５％で、残部はＦｅおよび不可避不純物であり、且つ上記元素は０．０５％≦Ｎｂ＋Ｔｉ≦０．１０％の関係も満たす、引張強度≧９８０ＭＰａの熱間圧延二相鋼であって、
    前記熱間圧延二相鋼の微細組織は微細なフェライト＋マルテンサイトであり、フェライトが占める体積分率は２０〜３５％で、フェライトの平均結晶粒サイズは５〜１０μｍである；マルテンサイトが占める体積分率は６５〜８０％で、マルテンサイトの等価結晶粒サイズは１５〜２０μｍである、引張強度≧９８０ＭＰａの熱間圧延二相鋼。
  2. 前記熱間圧延二相鋼の化学成分において、重量百分率で、Ｃ：０．１４〜０．１８％である、請求項１に記載の引張強度≧９８０ＭＰａの熱間圧延二相鋼。
  3. 前記熱間圧延二相鋼の化学成分において、重量百分率で、Ｓｉ：１．２〜１．８％である、請求項１に記載の引張強度≧９８０ＭＰａの熱間圧延二相鋼。
  4. 前記熱間圧延二相鋼の化学成分において、重量百分率で、Ｍｎ：１．４〜１．８％である、請求項１に記載の引張強度≧９８０ＭＰａの熱間圧延二相鋼。
  5. 前記熱間圧延二相鋼の化学成分において、重量百分率で、Ｎｂ：０．０３〜０．０５％である、請求項１に記載の引張強度≧９８０ＭＰａの熱間圧延二相鋼。
  6. 前記熱間圧延二相鋼の化学成分において、重量百分率で、Ｔｉ：０．０２〜０．０４％である、請求項１に記載の引張強度≧９８０ＭＰａの熱間圧延二相鋼。
  7. 前記熱間圧延二相鋼は、降伏強度≧５００ＭＰａ、伸びＡ８０≧１２％である、請求項１〜６のいずれかに記載の引張強度≧９８０ＭＰａの熱間圧延二相鋼。
  8. 下記工程を含む、請求項１〜７のいずれかに記載の引張強度≧９８０ＭＰａの熱間圧延二相鋼の製造方法。
    １）製錬・鋳造
    請求項１〜６のいずれかに記載の化学成分に従って製錬、精錬を行い、ビレットまたはインゴットに連続鋳造する；
    ２）ビレットまたはインゴットの加熱
    加熱温度を１１００〜１２００℃にし、加熱時間を１〜２時間にする；
    ３）熱間圧延＋段階冷却＋巻き取り
    圧延開始温度を１０３０〜１１５０℃にし、１０００℃以上で３〜５パスの粗圧延を実施し、且つ積算変形量を≧５０％にする；中間スラブの保持温度を９００〜９５０℃にし、さらに３〜５パスの仕上圧延を実施し、且つ積算変形量を≧７０％にする；最終圧延温度を８００〜９００℃にし、最終圧延終了後、≧１００℃／ｓの冷却速度で鋼板を６００〜７００℃まで水冷する；５〜１０秒空冷した後、さらに３０〜５０℃／ｓの冷却速度で≦２００℃まで焼入し、巻き取った後、≦２０℃／ｈの冷却速度で室温まで冷却する。
  9. 前記熱間圧延二相鋼は、降伏強度≧５００ＭＰａ、伸びＡ８０≧１２％である、請求項８に記載の引張強度≧９８０ＭＰａの熱間圧延二相鋼の製造方法。
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