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
プレス成形性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法Info
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Description
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
(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。
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。
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。
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。
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。
(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。
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。
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。
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。
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。
関係を示す図。
図。
の関係を示す図。
図。
示す図。
図。
Claims (3)
- 【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) - 【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。 - 【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。
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