JP3385903B2 - プレス成形性に優れた高強度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】本発明は、例えば自動車ある
いは産業機器の高強度部材などに使用されるプレス成形
性、特に延性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法に関す
る。

【０００２】

【従来の技術】高強度熱延鋼板は、構造用材料として自
動車をはじめ強度を必要とする各種産業機器に使用され
ている。そして、その多くの部材はプレス成形して使用
されるため、高強度熱延鋼板には優れたプレス成形性が
要求される。しかし、一般に熱延鋼板は高強度化にとも
ないプレス成形性が低下し、これは主として延性の低下
に起因することから、特に延性に優れた高強度熱延鋼板
が切望されている。

【０００３】従来より、高強度熱延鋼板はフェライトお
よびパーライト組織をベースとして炭化物形成元素であ
るＴｉ，ＮｂあるいはＶの添加により製造されている。
これは、微細な炭化物を析出させることで、粒成長の抑
制による細粒化強化と析出強化を複合させた高強度鋼板
である。ここで、Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖ系炭化物の微細析出の
ためには、熱間圧延前はＴｉ，Ｎｂ，Ｖを固溶状態と
し、熱間圧延中および熱間圧延後に炭化物を析出させる
ことが重要である。そこで、例えば第７４，７５回西山
記念技術講座，３３頁（日本鉄鋼協会）に開示されてい
るように、スラブを高温で加熱することで析出物を熱間
圧延前に一旦固溶させる技術がある。

【０００４】さらに近年、例えば特開昭５９−１７７３
２５号公報や特開昭６１−１９７３３号公報に開示され
ているように、熱間圧延終了後、ランナウトテーブル上
での急冷により、ベイナイト等の低温変態組織を有する
高強度熱延鋼板が製造されている。この技術は炭化物形
成元素を添加することなく組織強化により高強度化する
ものであり、延性低下の一因であるパーライトの生成を
抑制することからプレス成形性を向上させることができ
る。しかし、低温変態組織を利用した高強度熱延鋼板を
溶接して使用する場合、溶接時のＨＡＺ部が焼き戻され
て軟質化するという問題を生じる。そこで、例えば鉄と
鋼，ｖｏｌ．６８（１９８２），１２１１頁に開示され
ているように、Ｎｂを添加した鋼を低温巻取してフェラ
イト＋ベイナイト組織とすることで強度を確保しつつ、
溶接時のＨＡＺ部の軟化をＮｂＣの微細析出により防止
する技術もある。

【０００５】

【発明が解決しようとする課題】しかしながら、Ｔｉの
ような炭化物形成元素の添加による熱延鋼板の高強度化
において、ＴｉＣを微細に析出させるためスラブを高温
加熱して炭化物を一旦固溶させても、粗圧延に続いて仕
上げ圧延をおこなう通常の薄鋼板の製造過程では、粗圧
延終了から仕上げ圧延を開始するまでの搬送の間に、歪
み誘起によりＴｉＣが析出、粗大化するため、仕上げ圧
延直前での固溶Ｔｉ量が著しく減少してしまう。そこ
で、粗圧延をＴｉＣの析出開始温度以上で終了すれば、
ＴｉＣの析出は防止できるが、この温度を確保するため
にはスラブの加熱温度をさらに高温にする必要がある。
しかし、このような超高温加熱は、エネルギーコストの
増大を招くだけでなく、スラブ加熱中のスケールロス量
の増加による歩留まり低下も発生するため好ましくな
い。このように、粗圧延後に仕上げ圧延をおこなう薄鋼
板の製造プロセスでは、前記従来技術にあるように、Ｔ
ｉＣを全固溶させるためのスラブ高温加熱をおこなうだ
けでは、仕上げ圧延の開始までに粗大なＴｉＣが析出し
てしまい、仕上げ圧延から巻取までのプロセスにおいて
微細なＴｉＣを十分に析出させることができない。そこ
で、所望の強度を得るには、Ｔｉを過剰に添加せざるを
得なくなる。ところが、多量のＴｉ添加は、コストが上
昇するだけでなく、同時に主として仕上げ圧延以前に生
成する粗大なＴｉＣの増大を招き、この粗大析出物が加
工時にボイドの起点となり、ボイドの連結による破断を
助長して延性が低下するという問題が生じる。

【０００６】また、前記従来技術にあるようにＮｂを添
加したフェライト＋ベイナイト鋼についても、溶接部の
軟化防止のみのためにＮｂを添加しており、大半の母材
部分においてはＮｂは強度確保に寄与しておらずコスト
上の無駄が大きい。さらに、フェライト＋ベイナイト組
織を得るためには、熱延終了後から巻取るまでのランナ
ウトテーブル上で、最初は徐冷して一部をフェライト組
織とした後、後半で急冷してベイナイト組織を得るとい
う２段冷却をおこなわねばならず、ベイナイト分率を一
定にすることは困難であることから、材質上のばらつき
が大きくなるという問題も生じる。

【０００７】本発明の目的は上記のような問題点を解決
するために、プレス成形性、とくに延性が良好な高強熱
延鋼板を安定してかつ低コストで製造する方法を提供す
ることにある。

【０００８】

【課題を解決するための手段】前記課題を解決し目標を
達成するために、本発明は以下に示す手段を用いてい
る。 （１）本発明の製造方法は、重量％で、Ｃ：０．０３〜
０．２％と、Ｓｉ≦２％と、Ｍｎ≦２．５％と、Ｐ≦
０．１％と、Ｓ≦０．０３％と、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０
１〜０．１％と、Ｎ≦０．０１％と、Ｔｉ：０．２％以
下，下記（１）式に示す有効Ｔｉ量（Ｔｉ^* ）０．０５
％以上と、残部が実質的にＦｅよりなる鋼組成を有する
鋼板を製造する方法において、鋼を連続鋳造によりスラ
ブとした後、直ちに粗圧延を開始し、Ａｒ₃ 〜９５０℃
の温度域で終了する工程と、粗圧延された粗バーに対し
て、再加熱処理を施す工程と、再加熱処理された粗バー
を、Ａｒ₃ 変態点以上の温度で仕上げ圧延を行い、５５
０〜６５０℃で巻取る工程とを備え、再加熱処理を施す
工程は、下記（２）の工程であることを特徴とする、プ
レス成形性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法である。

【０００９】 Ｔｉ^* ＝｛Ｔｉ％−（４７．９／１４）×Ｎ％−（４７．９／３２）×Ｓ％｝ …（１） ［７０００／｛２．７５−ｌｏｇ（Ｔｉ^* ％×Ｃ％）｝−２５８−ｔ（保熱処 理時間：分）］℃≦Ｔ≦［７０００／｛２．７５−ｌｏｇ（Ｔｉ^* ％×Ｃ％）｝ −２２３］℃でかつ、Ｔ≧［７０００／｛２．７５−ｌｏｇ（Ｔｉ^* ％×Ｃ％） ｝−２７３］℃の温度，Ｔ（℃）まで再加熱した後、ｔ分間の保熱処理を施す工 程 …（２） （２）本発明の製造方法は、鋼を連続鋳造によりスラブ
とした後、［７０００／｛２．７５−ｌｏｇ（Ｔｉ^* ％
×Ｃ％）｝−２７３］℃以上の温度域に加熱した後、粗
圧延を開始することを特徴とする、上記（１）に記載の
プレス成形性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法であ
る。

【００１０】（３）本発明の製造方法は、鋼が、重量％
で、さらに、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｖ：０．０
１〜０．１％、Ｂ：０．０００２〜０．００５％、Ｃｕ
≦０．６％、Ｎｉ≦０．６％、Ｍｏ≦０．６％、及びＣ
ｒ≦１％の群から選択された１種以上を含有しているこ
とを特徴とする、上記（１）または（２）に記載のプレ
ス成形性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法である。

【００１１】

【発明の実施の形態】本発明者は、プレス成形性、とく
に延性が良好な高強熱延鋼板を安定してかつ低コストで
製造する方法を得るために、鋭意研究を重ねた。その結
果、強度および延性を向上させるためＴｉを添加した鋼
を連続鋳造によりスラブとした後、直ちにあるいは一定
温度範囲内に加熱して粗圧延を行った後、粗バーに対し
て再加熱処理を施して、一旦歪み誘起析出したＴｉＣを
再固溶させ、仕上げ圧延中あるいは終了後に微細にＴｉ
Ｃを再析出させることで、添加したＴｉを有効に細粒化
および析出強化に作用させることができ、Ｔｉを多量に
添加することなく、高強度かつ高延性が図れることを知
見した。

【００１２】この知見に基づき、本発明者は、Ｔｉ添加
鋼の成分添加量及び粗圧延終了後の粗バー再加熱を含む
熱間圧延条件を一定範囲内に制御するようにして、プレ
ス成形性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法を見出し、
本発明を完成させた。

【００１３】すなわち、本発明は、鋼組成及び製造条件
を下記範囲に限定することにより、プレス成形性、とく
に延性が良好な高強熱延鋼板を安定してかつ低コストで
製造する方法を提供することができる。

【００１４】以下に本発明の成分添加理由、成分限定理
由及び製造条件の限定理由について説明する。 （１）成分組成範囲 Ｃ：０．０３〜０．２％ Ｃは高強度化に有効な元素であり、さらにＴｉ，Ｎｂ，
Ｖ添加時には、炭化物を微細に析出し、粒成長を抑制す
ることで組織を細粒化するとともに析出強化により強度
上昇に寄与する。この効果を得るためＣ含有量の下限は
０．０３％である。一方、多量のＣ添加は、巻き取り後
のパーライト量の増大を招き加工性が劣化するだけでな
く、溶接性にも悪影響をおよぼす。したがって、Ｃ含有
量の上限は０．２％である。 Ｓｉ≦２％ Ｓｉは加工性を劣化することなく、フェライトを固溶強
化し、強度と加工性のバランスを高くする作用を有す
る。固溶強化元素として利用する場合には、要求される
強度レベルに応じて添加すべきであり、下限は特に規定
しない。一方、多量のＳｉ添加は、靭性および溶接性を
劣化させる。したがって、Ｓｉ含有量の上限は２％であ
る。下限は特に規定しないが、製造コストの観点から
０．０１％以上が望ましい。

【００１５】Ｍｎ≦２．５％ Ｍｎは高強度化に有効な元素である。固溶強化元素とし
て利用する場合には、要求される強度レベルに応じて添
加すべきであるが、その含有量が２．５％を超えると溶
接性が劣化する。したがって、Ｍｎ含有量の上限は２．
５％である。下限は特に規定しないが、製造コストの観
点から０．１％以上が望ましい。

【００１６】Ｐ≦０．１％ Ｐは高強度化に有効な元素である。しかし、０．１％を
超えて添加すると粒界に偏析し、２次加工性が劣化す
る。したがって、Ｐ含有量の上限は０．１％である。下
限は特に規定しないが、固溶強化元素として利用する場
合には、要求される強度レベルに応じて添加すべきであ
る。製造コストの観点からは０．０１％以上が望まし
い。

【００１７】Ｓ≦０．０３％ Ｓが過剰に添加された場合、多量のＴｉ系硫化物が析出
するが、この析出物は粗大で強度上昇に寄与しないだけ
でなく、加工時のボイドの起点となるため延性および伸
びフランジ性が低下する。このように、Ｓは不純物元素
であるため極力低減することが望ましい。したがって、
Ｓ含有量の上限は０．０３％である。下限は特に規定し
ない。含有量が小さいほど加工性が向上する。

【００１８】ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１％ ｓｏｌ．Ａｌは脱酸元素として鋼中の介在物を減少させ
る作用を有しており、ｓｏｌ．Ａｌの含有量が０．０１
％を下回る場合には、この効果が得られないためｓｏ
ｌ．Ａｌ含有量の下限は０．０１％である。また、ｓｏ
ｌ．Ａｌを０．１％を超えて過剰に添加した場合には、
アルミナ系介在物が増加し、延性が低下するので、上限
は０．１％である。 Ｎ≦０．０１％ Ｎ含有量が０．０１％を超えると、熱間圧延中にスラブ
割れをともない、表面疵が発生する恐れがあることか
ら、Ｎ含有量の上限は０．０１％である。下限は特に規
定しないが、製造コストの観点から０．００１％以上が
望ましい。 Ｔｉ：０．２％以下，有効Ｔｉ量（Ｔｉ^* ）０．０５％
以上 但し、Ｔｉ^* ＝｛Ｔｉ％−（４７．９／１４）×Ｎ％−
（４７．９／３２）×Ｓ％｝ Ｔｉは微細なＴｉ系炭窒化物を形成し、組織を細粒化す
るとともに、析出強化により強度を上昇させる。この効
果を得るため、Ｔｉ添加量の下限は有効Ｔｉ量，Ｔｉ^*
｛＝Ｔｉ％−（４７．９／１４）×Ｎ％−（４７．９／
３２）×Ｓ％｝で０．０５％である。また、Ｔｉを０．
２％を超えて添加してもＴｉ系炭窒化物の粗大化により
強度上昇に寄与しないだけでなく、延性の低下をもたら
すためＴｉ添加量の上限は０．２％である。

【００１９】本発明では、さらに、鋼板の強度及び延性
の目標に応じて選択元素として、Ｎｂ，Ｖ，Ｂ，Ｃｕ，
Ｎｉ，Ｍｏ，及びＣｒの群から選択された１種以上を含
有させてもよい。それぞれの元素を添加する場合の添加
範囲及びその限定理由は以下のとおりである。 Ｎｂ：０．００５〜０．１％ Ｎｂは組織の微細化に有効な元素である。加工性を損な
わずに高い強度を得るためには、組織の微細化が有効で
ある。さらに、Ｎｂ系炭窒化物の形成により、強度上昇
に寄与する。このような効果を発揮するためには、その
含有量を０．００５％以上とする必要がある。一方、
０．１％を超えて多量に添加しても、組織微細化の効果
は飽和し、さらに、Ｎｂ系炭窒化物は粗大化するため強
度上昇に寄与しないだけでなく延性の低下をもたらす。
したがって、Ｎｂ添加量の上限は０．１％である。 Ｖ：０．０１〜０．１％ Ｖは微細なＶ系炭窒化物を形成し、組織を細粒化すると
ともに、析出強化により強度を上昇させる。この効果を
得るため、Ｖ添加量の下限は０．０１％である。また、
Ｖを０．１％を超えて添加してもＶ系炭窒化物の粗大化
により強度上昇に寄与しないだけでなく、延性の低下を
もたらすためＶ添加量の上限は０．１％である。 Ｂ：０．０００２〜０．００５％ Ｂは熱間加工時の歪みの解放を抑制する作用を有するこ
とから、組織を微細化し、強度上昇に寄与する。この効
果を得るため、Ｂ添加量の下限は０．０００２％であ
る。また、Ｂを０．００５％を超えて添加しても、Ｂに
よる細粒化効果は飽和するだけでなく、熱間圧延時に、
歪みの累積によるロール荷重の増大を招き、圧延を極め
て困難にすることから、Ｂ添加量の上限は０．００５％
である。

【００２０】 Ｃｕ≦０．６％，Ｎｉ≦０．６％，Ｃｒ≦１％ これらの元素は、固溶強化により強度上昇に寄与する。
しかし、過剰のＣｕ，Ｎｉ，Ｃｒは、強度上昇効果が飽
和し不経済であるため、Ｃｕ添加量の上限は０．６％、
Ｎｉ添加量の上限は０．６％、Ｃｒ添加量の上限は１％
である。

【００２１】Ｍｏ≦０．６％ Ｍｏは炭窒化物の形成により強度上昇に寄与する。しか
し、過剰のＭｏ添加は、強度上昇効果が飽和し不経済で
あるため、Ｍｏ添加量の上限は０．６％である。

【００２２】上記の成分組成範囲に調整することによ
り、プレス成形性、特に延性が良好な高強度熱延鋼板を
安定してかつ低コストで得ることが可能となる。このよ
うな特性の鋼板は以下の製造方法により製造することが
できる。

【００２３】（２）鋼板製造工程 （２−１）態様１の製造条件 （製造方法）上記の成分組成範囲に調整した鋼を溶製
し、連続鋳造によりスラブとした後、直ちに粗圧延を開
始し、Ａｒ₃ 〜９５０℃の温度域で終了する。

【００２４】次に、粗圧延された粗バーに対して再加熱
処理を施し、Ａｒ₃ 変態点以上の温度で仕上げ圧延を行
い、５５０〜６５０℃で巻取る。但し、粗バーに対して
施す再加熱処理は、下記（１）の工程である。

【００２５】 ［７０００／｛２．７５−ｌｏｇ（Ｔｉ^* ％×Ｃ％）｝−２５８−ｔ（保熱処 理時間：分）］℃≦Ｔ≦［７０００／｛２．７５−ｌｏｇ（Ｔｉ^* ％×Ｃ％）｝ −２２３］℃でかつ、Ｔ≧［７０００／｛２．７５−ｌｏｇ（Ｔｉ^* ％×Ｃ％） ｝−２７３］℃の温度，Ｔ（℃）まで再加熱した後、ｔ分間の保熱処理を施す工 程 …（１） ａ．粗圧延前のスラブ熱履歴：溶製した鋼を連続鋳造に
よりスラブとした後、直ちに粗圧延を開始する。Ｔｉ添
加により熱延鋼板を高強度化するには、仕上げ圧延前に
Ｔｉを固溶状態とし、仕上げ圧延中および圧延後にＴｉ
Ｃを微細に析出させることで、粒成長の抑制による細粒
化強化と析出強化を有効に作用させる必要がある。しか
し、粗圧延直前のスラブ段階において、粗大なＴｉＣが
存在すると、粗圧延後に粗バーの再加熱をおこなっても
ＴｉＣを全量固溶させることは困難である。したがっ
て、粗圧延直前のスラブ段階から、Ｔｉを固溶させてお
く必要がある。そのため、溶製した鋼はスラブにした
後、直ちに粗圧延を開始することでＴｉＣの析出を抑制
する必要がある。 ｂ．粗圧延の最終温度：Ａｒ₃ 〜９５０℃ 薄鋼板の製造プロセスにおける粗圧延過程において、通
常、粗圧延終了から仕上げ圧延を開始するまでの搬送の
間に、圧延時の歪み誘起によりＴｉＣが析出してしま
う。ここで、粗圧延終了温度が９５０℃を超える場合、
Ｃ，Ｔｉの拡散速度が大きいため、析出したＴｉは粗大
化する。したがって、その後の粗バー再加熱過程で加熱
をおこなっても、粗大な析出物は溶解し難く、ＴｉＣを
全量固溶させることは困難である。一方、粗圧延終了を
９５０℃以下とした場合には、Ｃ，Ｔｉの拡散速度が小
さいため、析出するＴｉＣのサイズも小さく、その後の
粗バー再加熱過程において容易にＴｉＣを再固溶させる
ことが可能である。しかし、粗圧延終了温度がＡｒ₃ 変
態点未満の場合には、フェライト変態がおこり、オース
テナイト中に比べてＴｉおよびＣの固溶量が極端に小さ
くなるため、ＴｉＣが多量に析出してしまい、粗バー再
加熱で多量のＴｉＣを全固溶させるのは困難となる。し
たがって、粗圧延の最終温度はＡｒ₃ 〜９５０℃であ
る。 ｃ．粗バー再加熱処理：粗バーに対して施す再加熱処理
は、下記（１）の工程である。

【００２６】 ［７０００／｛２．７５−ｌｏｇ（Ｔｉ^* ％×Ｃ％）｝−２５８−ｔ（保熱処 理時間：分）］℃≦Ｔ≦［７０００／｛２．７５−ｌｏｇ（Ｔｉ^* ％×Ｃ％）｝ −２２３］℃でかつ、Ｔ≧［７０００／｛２．７５−ｌｏｇ（Ｔｉ^* ％×Ｃ％） ｝−２７３］℃の温度，Ｔ（℃）まで再加熱した後、ｔ分間の保熱処理を施す工 程 …（１） Ｔｉ添加により高強度化を図る場合、ＴｉＣを微細に分
散させる必要がある。しかし、添加したＴｉの一部は、
粗圧延後に歪み誘起によりＴｉＣとして粗大に析出して
しまう。したがって、粗圧延終了後に粗バー再加熱及び
ｔ分間の保熱処理を行い、仕上げ圧延直前においてＴｉ
を固溶状態で存在させることで、仕上げ圧延中および圧
延後にＴｉＣを微細に析出させる必要がある。

【００２７】この効果を得るため、粗バー再加熱温度の
下限は、［７０００／｛２．７５−ｌｏｇ（Ｔｉ^* ％×
Ｃ％）｝−２５８−ｔ（保熱処理時間：分）］℃でか
つ、［７０００／｛２．７５−ｌｏｇ（Ｔｉ^* ％×Ｃ
％）｝−２７３］℃である。

【００２８】粗バー再加熱後の保熱処理時間は特に規定
しないが、粗バー再加熱後、仕上げ圧延開始までの間に
保熱処理を行うことで、ＴｉＣの固溶を促進することが
でき、粗バー再加熱温度の下限を［７０００／｛２．７
５−ｌｏｇ（Ｔｉ^* ％×Ｃ％）｝−２５８−ｔ（保熱処
理時間：分）］℃と低下させることができる。しかし、
再加熱後の粗バーを１５分を超えて保熱しても、ＴｉＣ
の固溶が促進しないため、粗バー再加熱後の保熱処理時
間は１５分以内が好ましい。

【００２９】一方、［７０００／｛２．７５−ｌｏｇ
（Ｔｉ^* ％×Ｃ％）｝−２２３］℃を超えて粗バーを再
加熱すると、オーステナイト粒が粗大化するため、その
後の仕上げ圧延、巻取り後のフェライト粒径も大きくな
り、高強度化に対し不利に作用するだけでなく、粗バー
のスケール生成量の増加による歩留まり低下や粗バー再
加熱温度の上昇にともなう熱コストの増加をともなう。
したがって、粗バー再加熱温度の上限は［７０００／
｛２．７５−ｌｏｇ（Ｔｉ^* ％×Ｃ％）｝−２２３］℃
である。 ｄ．仕上げ温度：Ａｒ₃ 変態点以上 組織を微細化するためには低温で熱間圧延を終了するこ
とが望ましい。しかし、仕上げ温度がＡｒ₃ 変態点を下
回ると粗大な加工フェライトの再結晶組織が発生するた
め、加工性が著しく劣化する。したがって、仕上げ温度
はＡｒ₃ 変態点以上である。上限は特に規定しないが、
９００℃を上回る場合は組織が粗粒化するため、高強度
化には不利となる。よって、９００℃以下が好ましい。

【００３０】ｅ．巻取温度：５５０〜６５０℃ 巻取温度が６５０℃を上回る場合、ＴｉＣが粗大に析出
するため、強度上昇に有効に作用しないだけでなく、プ
レス加工時には、粗大析出物がボイドの起点となり割れ
が発生するため、巻取温度の上限は６５０℃である。一
方、巻取温度が５５０℃を下回る場合には、Ｔｉおよび
Ｃの拡散速度が低下し、ＴｉＣが析出し難くなるため、
析出しない固溶Ｔｉが残存することになり、強度が上昇
しない。したがって、巻取温度の下限は５５０℃であ
る。 （２−２）態様２の製造条件 （製造方法）上記の成分組成範囲に調整した鋼を溶製
し、連続鋳造によりスラブとした後、［７０００／
｛２．７５−ｌｏｇ（Ｔｉ^* ％×Ｃ％）｝−２７３］℃
以上の温度域に加熱した後、粗圧延を開始し、Ａｒ₃ 〜
９５０℃の温度域で終了する。

【００３１】次に、粗圧延された粗バーに対して再加熱
処理を施し、Ａｒ₃ 変態点以上の温度で仕上げ圧延を行
い、５５０〜６５０℃で巻取る。但し、粗バーに対して
施す再加熱処理は、下記（１）の工程である。

【００３２】 ［７０００／｛２．７５−ｌｏｇ（Ｔｉ^* ％×Ｃ％）｝−２５８−ｔ（保熱処 理時間：分）］℃≦Ｔ≦［７０００／｛２．７５−ｌｏｇ（Ｔｉ^* ％×Ｃ％）｝ −２２３］℃でかつ、Ｔ≧［７０００／｛２．７５−ｌｏｇ（Ｔｉ^* ％×Ｃ％） ｝−２７３］℃の温度，Ｔ（℃）まで再加熱した後、ｔ分間の保熱処理を施す工 程 …（１） ａ．粗圧延前のスラブ熱履歴：溶製した鋼を連続鋳造に
よりスラブとした後、［７０００／｛２．７５−ｌｏｇ
（Ｔｉ^* ％×Ｃ％）｝−２７３］℃以上の温度域に加熱
して粗圧延を開始する。溶製した鋼はスラブにした後、
一旦室温まで冷却もしくは冷却途中でスラブを加熱する
場合には、スラブの冷却途中に粗大に析出するＴｉＣを
スラブ加熱時に全量再固溶させるため加熱温度を高温と
する必要がある。ここで、スラブ加熱時の温度が、［７
０００／｛２．７５−ｌｏｇ（Ｔｉ^* ％×Ｃ％）｝−２
７３］℃を下回る場合には、粗大に析出したＴｉＣが再
固溶せず、粗圧延終了後に粗バーの再加熱をおこなって
もＴｉＣを固溶させるのは困難である。したがって、溶
製した鋼を連続鋳造によりスラブにした後、［７０００
／｛２．７５−ｌｏｇ（Ｔｉ^* ％×Ｃ％）｝−２７３］
℃以上でスラブを加熱して粗大ＴｉＣを再固溶させたの
ち粗圧延を開始する。スラブ加熱温度の上限は好ましく
は［７０００／｛２．７５−ｌｏｇ（Ｔｉ^*％×Ｃ
％）｝−１２３］℃である。これを超えて加熱してもエ
ネルギーコスト上無駄があるからである。

【００３３】ｂ．粗圧延の最終温度 態様１の製造条件と同様。 ｃ．粗バー再加熱処理 態様１の製造条件と同様。 ｄ．仕上げ温度 態様１の製造条件と同様。 ｅ．巻取温度 態様１の製造条件と同様。以下に本発明の実施例を挙
げ、本発明の効果を立証する。なお、本発明はこれらの
実施例により何等限定されるものではない。

【００３４】

【実施例】供試鋼には、表１に示す化学組成を有する鋼
（本発明鋼：Ｎｏ．１〜２９，３１，３２、比較鋼：Ｎ
ｏ．３０）を実験室で溶製した熱延スラブを用い、表２
に示す条件でスラブ加熱、粗圧延に続いて粗バー加熱を
おこない、直ちに、あるいは、粗バー加熱後保熱処理を
おこなった後、仕上げ圧延および巻取処理をおこない、
板厚２．５ｍｍを有する鋼を調製した（本発明例：Ｎ
ｏ．１〜５，９〜１１，１７〜２２，２７〜２９および
比較例：Ｎｏ．６〜８，１２〜１６，２３〜２６，３０
〜３２）。表２には、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に基づく引
張試験の結果（ＹＰ，ＴＳ，Ｅｌ，ＴＳ×Ｅｌ）も合わ
せて示す。

【００３５】図１に同一の組成を有する本発明鋼Ｎｏ．
１〜８のＴＳ（引張強度）におよぼす粗圧延終了温度の
影響を示す。本発明鋼Ｎｏ．１〜８のＡｒ₃ 変態点は７
９０℃である。粗圧延の最終温度が本発明の範囲のＡｒ
₃ 変態点（７９０℃）〜９５０℃である本発明例（Ｎ
ｏ．１〜５）のＴＳは６３．２〜６５．２ｋｇｆ／ｍｍ
² のレベルに対し、本発明の範囲外である９５０℃を上
回る比較例（Ｎｏ．７，８）の場合やＡｒ₃ 変態点を下
回る比較例（Ｎｏ．６）の場合には、ＴＳが５７．９ｋ
ｇｆ／ｍｍ² 以下と大きく低下する。また、図２に示す
ように、粗圧延の最終温度が本発明の範囲である本発明
例（Ｎｏ．１〜５）のＥｌ（伸び）は、２６．０〜２
６．８％であり、強度と伸びのバランス指標であるＴＳ
×Ｅｌ値が１６５９〜１７１１となるのに対し、本発明
の範囲を外れる比較例（Ｎｏ．６〜８）のＴＳ×Ｅｌ値
は１５５９〜１６０４であり、強度と伸びのバランスが
大きく低下する。つぎに、図３に同一の組成を有する本
発明鋼Ｎｏ．９〜１６のＴＳにおよぼす粗バー再加熱温
度の影響を示す。本発明鋼Ｎｏ．９〜１６に施す粗バー
再加熱後の保熱時間は０分であり、本発明の範囲の粗バ
ー再加熱温度の範囲は、［７０００／｛２．７５−ｌｏ
ｇ（Ｔｉ^* ％×Ｃ％）｝−２５８］℃〜［７０００／
｛２．７５−ｌｏｇ（Ｔｉ^* ％×Ｃ％）｝−２２３］℃
より、１１５５〜１１９０℃である。

【００３６】粗バー再加熱温度が本発明の範囲である本
発明例（Ｎｏ．９〜１１）のＴＳは６２．３〜６２．５
ｋｇｆ／ｍｍ² のレベルに対し、本発明の範囲外である
１１５５℃を下回る比較例（Ｎｏ．１２〜１４）の場合
や１１９０℃を上回る比較例（Ｎｏ．１５，１６）の場
合には、ＴＳは６１．５ｋｇｆ／ｍｍ² 以下と大きく低
下する。また、図４に示すように、粗バー再加熱温度が
本発明の範囲である本発明例（Ｎｏ．９〜１１）のＥｌ
は、２７．４〜２７．８％であり、ＴＳ×Ｅｌ値が１７
１３〜１７３２であるのに対し、本発明の範囲を外れる
比較例（Ｎｏ．１２〜１６）のＴＳ×Ｅｌ値は１６０１
〜１６４１となり強度と伸びのバランスが大きく低下す
る。

【００３７】さらに、図５には同一の組成を有する本発
明鋼Ｎｏ．１７〜２６のＴＳにおよぼす巻取温度の影響
を示す。巻取温度が本発明の範囲である５５０〜６５０
℃の範囲にある本発明例（Ｎｏ．１７〜２２）のＴＳは
６８．４〜６９．５ｋｇｆ／ｍｍ² のレベルに対し、本
発明の範囲外である５５０℃を下回る比較例（Ｎｏ．２
５，２６）の場合や６５０℃を上回る比較例（Ｎｏ．２
３，２４）の場合には、ＴＳは６６．５ｋｇｆ／ｍｍ²
以下となり本発明例（Ｎｏ．１７〜２２）のレベルを下
回る。また、図６に示すように、巻取温度が本発明の範
囲である本発明例（Ｎｏ．１７〜２２）のＥｌが２４．
６〜２５．２％であり、ＴＳ×Ｅｌ値が１７０９〜１７
２４であるのに対し、本発明の範囲を外れる比較例（Ｎ
ｏ．２３〜２６）のＴＳ×Ｅｌ値は１６３３〜１６５６
となり強度と伸びのバランスが低下する。さらに、表２
に示すとおり、鋼組成及び製造条件が本発明の範囲であ
る本発明例Ｎｏ．２７〜２９は、ＴＳが６３．１〜６
８．３ｋｇｆ／ｍｍ² 、Ｅｌは２５．１〜２７．１％、
ＴＳ×Ｅｌ値は１７０４〜１７１４のレベルにある。こ
れに対して、比較例Ｎｏ．３０（比較鋼Ｎｏ．３０）の
ようにＴｉ添加量が０．２５％と、本発明のＴｉ添加量
の上限値である０．２％を超える場合には、ＴＳが７
６．８ｋｇｆ／ｍｍ² と高強度化するものの、Ｅｌが１
９．２％まで低下し、ＴＳ×Ｅｌ値は１４７５まで低下
してしまう。また、比較例Ｎｏ．３１のように、仕上げ
温度が７８３℃と本発明鋼Ｎｏ．３１の仕上げ温度の下
限値であるＡｒ₃ 変態点（８００℃）を下回る場合に
は、ＴＳは５４．２ｋｇｆ／ｍｍ² 、Ｅｌは２６．７％
であり、ＴＳ×Ｅｌは１４４７と小さい。さらに、比較
例Ｎｏ．３２のように、本発明のスラブの加熱温度の下
限が［７０００／｛２．７５−ｌｏｇ（Ｔｉ^* ％×Ｃ
％）｝−２７３］℃＝１１４４℃である鋼（本発明鋼Ｎ
ｏ．３２）において、加熱温度が１１３０℃と本発明の
範囲を下回る場合にも、ＴＳが６２．５ｋｇｆ／ｍｍ
² 、Ｅｌは２５．１％であり、ＴＳ×Ｅｌ値は１５６９
と小さい。

【００３８】

【表１】

【００３９】

【表２】

【００４０】

【発明の効果】以上のように、本発明によれば通常の熱
延鋼板における化学組成にＴｉを添加し、粗圧延終了後
の粗バー再加熱により、プレス加工性、特に延性に優れ
た高強度熱延鋼板を安定してかつ低コストで得る製造方
法が提供され、工業上有用な効果がもたらされる。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明の実施例に係る粗圧延終了温度とＴＳの
関係を示す図。

【図２】本発明の実施例に係るＴＳとＥｌの関係を示す
図。

【図３】本発明の実施例に係る粗バー再加熱温度とＴＳ
の関係を示す図。

【図４】本発明の実施例に係るＴＳとＥｌの関係を示す
図。

【図５】本発明の実施例に係る巻取温度とＴＳの関係を
示す図。

【図６】本発明の実施例に係るＴＳとＥｌの関係を示す
図。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 中原 健 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日本鋼管株式会社内 (72)発明者 谷合 潤 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日本鋼管株式会社内 (72)発明者 山本 雅明 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日本鋼管株式会社内 (56)参考文献 特開 平５−271765（ＪＰ，Ａ) 特開 平５−277506（ＪＰ，Ａ) 特開 平９−225517（ＪＰ，Ａ) 特開 昭60−18217（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 (3)

(57)【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量％で、Ｃ：０．０３〜０．２％と、
   Ｓｉ≦２％と、Ｍｎ≦２．５％と、Ｐ≦０．１％と、Ｓ
   ≦０．０３％と、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１％
   と、Ｎ≦０．０１％と、Ｔｉ：０．２％以下，下記
   （１）式に示す有効Ｔｉ量（Ｔｉ^* ）０．０５％以上
   と、残部が実質的にＦｅよりなる鋼組成を有する鋼板を
   製造する方法において、 鋼を連続鋳造によりスラブとした後、直ちに粗圧延を開
   始し、Ａｒ₃ 〜９５０℃の温度域で終了する工程と、 粗圧延された粗バーに対して、再加熱処理を施す工程
   と、 再加熱処理された粗バーを、Ａｒ₃ 変態点以上の温度で
   仕上げ圧延を行い、５５０〜６５０℃で巻取る工程とを
   備え、 再加熱処理を施す工程は、下記（２）の工程であること
   を特徴とする、プレス成形性に優れた高強度熱延鋼板の
   製造方法。 Ｔｉ^* ＝｛Ｔｉ％−（４７．９／１４）×Ｎ％−（４７．９／３２）×Ｓ％｝ …（１） ［７０００／｛２．７５−ｌｏｇ（Ｔｉ^* ％×Ｃ％）｝−２５８−ｔ（保熱処 理時間：分）］℃≦Ｔ≦［７０００／｛２．７５−ｌｏｇ（Ｔｉ^* ％×Ｃ％）｝ −２２３］℃でかつ、Ｔ≧［７０００／｛２．７５−ｌｏｇ（Ｔｉ^* ％×Ｃ％） ｝−２７３］℃の温度，Ｔ（℃）まで再加熱した後、ｔ分間の保熱処理を施す工 程 …（２）
2. 【請求項２】 鋼を連続鋳造によりスラブとした後、
   ［７０００／｛２．７５−ｌｏｇ（Ｔｉ^* ％×Ｃ％）｝
   −２７３］℃以上の温度域に加熱した後、粗圧延を開始
   することを特徴とする、請求項１に記載のプレス成形性
   に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
3. 【請求項３】 鋼は、重量％で、さらに、Ｎｂ：０．０
   ０５〜０．１％、Ｖ：０．０１〜０．１％、Ｂ：０．０
   ００２〜０．００５％、Ｃｕ≦０．６％、Ｎｉ≦０．６
   ％、Ｍｏ≦０．６％、及びＣｒ≦１％の群から選択され
   た１種以上を含有していることを特徴とする、請求項１
   または２に記載のプレス成形性に優れた高強度熱延鋼板
   の製造方法。