(57)【要約】【課題】温間成形に適した熱延鋼板およびその製造方法を提供する。【解決手段】  C：0.020〜0.20%、Si：1.5%以下、Mn ：0.50〜3.0%、P： 0.10%以下、S ：0.01%以下、Al：0.01〜0.5%、N：0.005%以下を含み、かつ、Ti、Nbの一種又は二種を合計で0.10〜0.50%含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、さらに前記Tiおよび前記Nbの合計含有量の60%以上が固溶状態である温間成形に適した熱延鋼板。前記熱延鋼板は、上記成分からなるスラブを、鋳造後、再加熱することなく若しくは1200℃以上に再加熱した後、熱間圧延し、該熱間圧延では粗圧延を経ることなく若しくは粗圧延した後、仕上げ圧延温度：900℃以上で仕上げ圧延を行い、次いで、平均冷却速度: 50℃/s以上で600℃以下まで急冷し、次いで、巻取り温度：520℃以下で巻取ることにより製造される。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
mass%で、C：0.020〜0.20%、Si：1.5%以下、Mn ：0.50〜3.0%、P： 0.10%以下、S ：0.01%以下、Al：0.01〜0.5%、N：0.005%以下を含み、かつ、Ti、Nbの一種又は二種を合計で0.10〜0.50%含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、さらに前記Tiおよび前記Nbの合計含有量の60%以上が固溶状態であること特徴とする温間成形に適した熱延鋼板。
【請求項２】
さらに、mass％で、V：0.01〜1.0%、Mo：0.01〜1.0%、Cr：0.01〜1.0%の一種または二種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の温間成形に適した熱延鋼板。
【請求項３】
マルテンサイト相を体積率で20％以下、残部はベイナイトを主体とする組織からなることを特徴とする請求項１または２に記載の温間成形に適した熱延鋼板。
【請求項４】
請求項１または２に記載の組成を有するスラブを、鋳造後、再加熱することなく若しくは1200℃以上に再加熱した後、熱間圧延し、
該熱間圧延では粗圧延を経ることなく若しくは粗圧延した後、仕上げ圧延温度：900℃以上で仕上げ圧延を行い、
次いで、平均冷却速度: 50℃/s以上で600℃以下まで急冷し、次いで、巻取り温度：520℃以下で巻取ることを特徴とする温間成形に適した熱延鋼板の製造方法。
【請求項５】
請求項１または２に記載の組成を有するスラブを、鋳造後、再加熱することなく若しくは1200℃以上に再加熱した後、熱間圧延し、
該熱間圧延では粗圧延を経ることなく若しくは粗圧延した後、仕上げ圧延温度：900℃以上で仕上げ圧延を行い、
次いで、平均冷却速度: 50℃/s以上で600〜350℃まで急冷し、次いで、巻取り温度：520〜350℃で巻取ることを特徴とする温間成形に適した熱延鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、主として室温での加工が困難な自動車用超高強度部材等の使途に好適な、温間成形に適した熱延鋼板およびその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
近年、地球環境保全という観点から、自動車の燃費改善が要求されている。また、車両衝突時に乗員を保護する観点からは、自動車車体の安全性向上も要求されている。このため、燃費改善と安全性向上の両方を満足するべく自動車車体の軽量化と強化の双方を図る検討が積極的に進められている。自動車車体の軽量化と強化を同時に満足させるには、部品素材を高強度化かつ薄肉化することが効果的であり、最近では引張強さ590MPa以上の高張力薄鋼板が自動車構造部品に使用され始めている。
【０００３】
しかしながら、引張強さ590MPa以上の高張力薄鋼板は、従来の室温でのプレス加工による成形方法では成形荷重が大きいため、プレス機への負荷が大きいほか、成形時の割れ・しわの問題や、スプリングバックが大きく所定形状への成形が困難であるといった問題がある。
【０００４】
これらの問題に対して、例えば特許文献１には、成形時には軟質であり成形後の熱処理により高強度化する、後熱処理型の熱延鋼板の製造方法が開示されている。この製造方法では、Cu:0.8〜2.0%を含有させた鋼板を仕上圧延後、10℃/s以上の冷却速度で500℃以下まで冷却し巻き取ることによって、熱延鋼板中に固溶状態で存在させておいたCuを加工後熱処理時に析出させ最大19kgf/mm2の引張強さの上昇を得ている。
【０００５】
また、高強度鋼板の成形性を改善する方法として、温間成形方法が提案されている。例えば、特許文献２には、C:0.03〜0.2%、Si：0.5%以下、Mn：1〜3%、P：0.1%以下、S：0.1%以下、Cr：0.01〜1%、Al：0.01〜0.1%、N：0.02%以下を含有させた鋼板を、マルテンサイト相の体積率が10%以上80%以下であり、かつマルテンサイト相の平均径が8μm以下となる組織とすることで、室温における引張強さに対する450℃における引張強さの比が0.6以下である高張力鋼板が開示されている。また、特許文献２では、温間で成形した際に、強度を上昇させる要因となっているマルテンサイト相自体の変形抵抗が低下するため、他の方法で強化した鋼に比べて温間での引張強さの低下が大きいとしている。
【０００６】
上記以外に成形性を改善すると同時に部材を高強度化する方法として、近年、熱間成形（ホットプレス）が注目されている。この方法は、鋼板をAc3変態点以上の高温に加熱した状態で成形することにより成形性の問題を解決し、成形後の冷却速度を制御しマルテンサイトを主体とする低温変態相とすることにより980MPaを超える高強度を得ようとするものである。例えば、特許文献３にはC:0.18〜0.25%、Si:0.15〜0.35%、Mn:1.15〜1.40%、Cr:0.15〜0.25%、Ti:0.01〜0.03%を含み残部がFeおよび不可避的不純物から成る薄鋼板を熱間成形する車輛用衝突補強材の製造方法および車輛用衝突補強材が提案されている。また、特許文献３では、主として熱間成形条件を制御することで引張強さ1500MPa程度が得られ、スプリングバックの回避にも成功している。
【特許文献１】特許第2026744号公報
【特許文献２】特開2003-113442号公報
【特許文献３】特開2002-102980号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
しかしながら特許文献１に記載された技術では、成形時の強度と成形-熱処理後の強度の差がたかだか200MPaであり、780MPa以上の高強度鋼板を得ようとする場合、室温での成形荷重が大きくなってしまうといった問題点がある。また、Cu含有を必須としており、Cu添加鋼の熱間割れ回避のためのNi添加によるコストアップが避けられないといった問題点がある。さらには、Cu添加は鋼のリサイクルの観点からも好ましくない。
【０００８】
特許文献２に記載された技術では、温間成形時に低強度とすることは可能であるが、温間成形後の強度も低下してしまうという問題点がある。
【０００９】
特許文献３に記載された技術では、A3点以上の高温に加熱する必要があるため、スケールが多量に発生し、成形後にショットブラスト等の手入れが必要となるほか、成形部材の組織がマルテンサイト単相組織となるため、延性に乏しく、適用可能部材が限られるといった問題がある。
【００１０】
以上のように、プレス成形時には軟質であり、プレス成形後の部材強度が高強度となる鋼板を得る手法としては、従来から１）Cuの後熱処理析出、２）熱間成形（ホットプレス）等の方法が提案されてきたが、前者１）はCu添加によるコストアップ、Cu添加によるスラブの熱間割れ回避のためのNi添加によるコストアップ、および鋼のリサイクルの観点から好ましくなく、後者２）は成形後の表面手入れによるコストアップ、および鋼組織がマルテンサイト単相組織となるために部材延性に乏しいといった問題点があり、いずれもユーザーのニーズを満足するものではなかった。
【００１１】
以上より、本発明は上記問題点を解決するためになされたもので、温間成形時には低強度であり、温間成形後の部材強度が高強度となる温間成形に適した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。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
本発明者らは、上記の課題を解決すべく、鋭意研究した。その結果、熱間成形（ホットプレス）に比べ比較的低温でスケール生成の少ない300℃以上A1点以下での加工（温間成形）によって成形強度を低下させ、さらに温間成形中にTi、Nbの合金炭化物を析出させることによって温間成形部材強度を高強度化することができると考えるに至り、そして、従来、熱延鋼板中に析出させ、鋼板を高強度化するために添加されていたTi、Nb等の炭化物生成元素を、熱延鋼板中に析出させず、逆に積極的に固溶させることにより、温間成形時には低強度であり、温間成形後の部材強度が高強度となる薄鋼板が得られることを見いだした。さらに、従来、Ti、Nbは強炭化物生成元素であるため熱延鋼板中に固溶させることが困難とされてきたが、熱間圧延時のスラブ加熱温度、仕上げ圧延温度、仕上げ圧延後の冷却速度、巻取り温度等をト−タルで規定することにより、熱延鋼板中にTi、Nbを固溶させうることが可能となることをも見出した。
【００１３】
本発明は、以上の知見に基づきなされたもので、その要旨は以下のとおりである。
【００１４】
［１］mass%で、C：0.020〜0.20%、Si：1.5%以下、Mn ：0.50〜3.0%、P： 0.10%以下、S ：0.01%以下、Al：0.01〜0.5%、N：0.005%以下を含み、かつ、Ti、Nbの一種又は二種を合計で0.10〜0.50%含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、さらに前記Tiおよび前記Nbの合計含有量の60%以上が固溶状態であること特徴とする温間成形に適した熱延鋼板。
【００１５】
［２］上記［１］において、さらに、mass％で、V：0.01〜1.0%、Mo：0.01〜1.0%、Cr：0.01〜1.0%の一種または二種以上を含有することを特徴とする温間成形に適した熱延鋼板。
【００１６】
［３］上記［１］または［２］において、マルテンサイト相を体積率で20％以下、残部はベイナイトを主体とする組織からなることを特徴とする温間成形に適した熱延鋼板。
【００１７】
［４］上記［１］または［２］に記載の組成を有するスラブを、鋳造後、再加熱することなく若しくは1200℃以上に再加熱した後、熱間圧延し、該熱間圧延では粗圧延を経ることなく若しくは粗圧延した後、仕上げ圧延温度：900℃以上で仕上げ圧延を行い、次いで、平均冷却速度: 50℃/s以上で600℃以下まで急冷し、次いで、巻取り温度：520℃以下で巻取ることを特徴とする温間成形に適した熱延鋼板の製造方法。
【００１８】
［５］上記［１］または［２］に記載の組成を有するスラブを、鋳造後、再加熱することなく若しくは1200℃以上に再加熱した後、熱間圧延し、該熱間圧延では粗圧延を経ることなく若しくは粗圧延した後、仕上げ圧延温度：900℃以上で仕上げ圧延を行い、次いで、平均冷却速度: 50℃/s以上で600〜350℃まで急冷し、次いで、巻取り温度：520〜350℃で巻取ることを特徴とする温間成形に適した熱延鋼板の製造方法。
【００１９】
なお、本明細書において、鋼の成分を示す%は、すべてmass%である。また、本発明において、「温間成形」とは、300℃以上A1点以下の温度で部材形状に成形加工することである。また、本発明において、鋼板とは、鋼板、鋼帯を含むものとする。
【発明の効果】
【００２０】
本発明によれば、温間成形時には低強度であり、温間成形後の部材強度が高強度となる温間成形に適した熱延鋼板が得られる。そして、熱間成形（ホットプレス）に比べ比較的低温でスケール生成の少ない300℃以上A1点以下での温間成形を行うことにより、成形時の強度を成形後の部材強度の0.60以下とすることができ、室温での加工が困難な自動車用超高強度部材等を容易に得ることができる。さらに、本発明の熱延鋼板は、成形後の組織が延性の乏しいマルテンサイト単相組織とならないため、部材延性が要求される広範囲な部材にも適用可能である。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２１】
本発明の熱延鋼板は、下記に示す成分に規定し、TiおよびNbの合計含有量の60%以上を固溶状態と規定したことを特徴とする。そして、マルテンサイト相を体積率で20％以下、残部はベイナイトを主体とする組織とすることを第二の特徴とする。これらは本発明において最も重要な要件であり、上記のように成分、固溶状態、さらには組織を最適化することにより、温間成形に適した熱延鋼板を得ることができる。また、上記熱延鋼板は、鋳造後、再加熱することなく若しくは1200℃以上に再加熱した後、熱間圧延し、該熱間圧延では粗圧延を経ることなく若しくは粗圧延した後、仕上げ圧延温度：900℃以上で仕上げ圧延を行い、次いで、平均冷却速度50℃/s以上で600℃以下まで急冷し、次いで、巻取り温度：520℃以下で巻取ることにより製造が可能となる。
【００２２】
以下、本発明を詳細に説明する。
【００２３】
まず、本発明における鋼の化学成分（組成）の限定理由は以下の通りである。
C：0.020〜0.20%
Cは鋼板の強度増加や温間成形中の炭化物生成の観点から、本発明において最も重要な元素の一つであり、本発明では温間成形後に目的とする強度を確保するために0.020%以上の含有を必要とする。一方、0.20%を越える含有は、熱延板へのTi、Nbを含む炭窒化物の固溶化を困難にし、さらには溶接性を著しく劣化させる。以上より、Cは0.020％以上0.20%以下、好ましくは、0.040以上0.15％以下とする。
Si:1.5％以下
Siは鋼の延性を顕著に低下させることなく、鋼板を高強度化させることができる有用な強化元素であり、鋼板の強度レベルに応じて添加してもよく、このような効果を得るには0.01%以上の添加するのが好ましい。しかしながら、特に、高い表面美麗性や耐食性を要求される自動車用鋼板の場合、1.5%を越えるSiの含有は、表面性状、化成処理性等に悪影響を与えるうえ、これらの悪影響を抑制するために鋼板表面の酸洗処理を長時間にわたり行わなければならない等、大きなコストアップを招く。以上より、Siは1.5%以下とする。より優れた表面美麗性、耐食性が求められる用途では好ましくは0.5%以下、より好ましくは0.25%以下である。
Mn：0.50〜3.0%以下
Mnは、オーステナイトを安定化し、フェライト変態を遅延させる元素であり、熱間圧延時にフェライト変態と同時に起こるTiおよびNbの炭化物の析出を安定して抑制する。このような効果を得るためには0.50%以上の添加が必要である。一方、3.0%を越えるMnの含有は上記した効果が飽和するだけでなく、温間成形時の強度が増大する。以上より、Mnは0.50％以上3.0%以下、好ましくは1.0％以上2.5％以下とする。
Ｐ：0.10％以下
Ｐは鋼を強化する作用があり、鋼板の強度レベルに応じて添加してもよく、このような効果を得るには0.005%以上添加するのが好ましい。一方、Ｐ含有量が0.10％を超えると、溶接性が劣化する。以上より、Ｐは0.10％以下である。また、より優れた溶接性が要求される場合には、Ｐは0.05％以下が好ましい。
Ｓ：0.01％以下
Ｓは、鋼板中では介在物として存在し、溶接性の劣化をもたらすだけでなく、Sを含む粗大介在物は自動車衝突時に鋼板の破壊の起点となり、衝突の衝撃を十分に吸収することなく鋼板が破断する恐れがある。そのため、自動車用構造部材としてはできるだけ低減するのが好ましく、0.01％以下であればこれらの悪影響が無視できることから、本発明ではＳは0.01％以下とする。また、より優れた溶接性や衝撃吸収特性を要求される場合には、Ｓは0.005％以下が好ましい。
Al：0.01〜0.5%
Alは鋼の脱酸元素として添加され、鋼の清浄度を向上させるのに有用な元素であり、鋼の組織微細化のためにも添加が望ましい元素である。また適性範囲のAlを添加したアルミキルド鋼のほうが、Alを添加しない従来のリムド鋼に比して、機械的性質が優れている。以上の理由により、下限は0.01%とする。また、Siと同様に強度-延性バランスを向上させる効果も有するが、一方で、Al含有量が多くなると表面性状の悪化につながるため上限は0.5%とする。以上より、Alは0.01％以上0.5％以下とする。
N：0.005%以下
NはTi、NbとTiN、NbNを形成し、熱延鋼板中の固溶Ti、Nbを減少させるため、本発明においてはできるだけ少ないほうが好ましい。よって、Nは0.005%以下、好ましくは0.003%以下とする。
TiおよびNbの一種又は二種を合計で0.10〜0.50％
TiおよびNbは、本発明においてもっとも重要な元素の一つであり、温間成形中に極微細炭化物として析出することにより成形後の部材の強度を高める。TiおよびNbの合計含有量が0.10%未満では、いかなる方法で製造したとしても、温間成形後に所望の強度上昇を得ることができない。一方、0.50%を超えて添加しても温間成形時の強度上昇効果が飽和し、逆に加工性の劣化をもたらす。以上より、TiおよびNbの合計含有量を0.10％以上0.50％以下とする。より好ましくは、0.15％以上0.40％以下である。
TiおよびNbの合計含有量の60%以上が固溶状態
さらに、本発明では、熱延鋼板中にTiおよびNbの合計含有量の60%以上を固溶させることとする。このようにTiおよびNbを熱延鋼板中に析出させず、積極的に固溶させることにより、温間成形時に所望の強度上昇を得ることができる。TiおよびNbの固溶量が合計含有量の60%未満では、含有量に見合う強度上昇を得ることができない。よって、TiおよびNbの固溶量は合計含有量の60%以上とする。より好ましくは70%以上である。なお、本発明において、固溶Ti、Nb量は、10%AA系電解法（参照：高山ら：鉄と鋼, 82(1996),147.）により抽出した残さの化学分析により得られた析出Ti、Nb量を、鋼中Ti、Nb量から差し引いて求めるものとする。
【００２４】
本発明の鋼板は、上記の必須添加元素で目的とする特性が得られるが、所望の特性に応じて以下の元素を含有することができる。
V：0.01〜1.0%、Mo：0.01〜1.0%、Cr：0.01〜1.0%の一種または二種以上
V、Mo、Crはそれぞれ単独で添加しても、温間成形時に添加量に見合う強度上昇を得ることができないが、Ti、Nbと複合で添加することにより、温間成形時の強度上昇量を増加させる効果を有し、このような効果はV、Mo、Crそれぞれを0.01%以上添加したときに顕著となる。これは、V、Mo、CrはTi、Nbに比べ炭化物形成能が弱いため、単独添加では添加量にみあう十分な強度上昇を得ることができないが、Ti、Nbと複合添加することで、Ti、Nbを含む炭化物に複合して析出し、温間成形時の強度上昇量を増加させると考えられる。一方で、V、Mo、Crそれぞれを1.0%を超えて添加すると、コストアップや温間成形時の加工性の劣化をもたらす。以上より、含有する場合、Vは0.01％以上1.0％以下、Moは0.01％以上1.0％以下、Crは0.01％以上1.0％以下とする。
【００２５】
上記以外の残部はFe及び不可避不純物とする。不可避的不純物としては、例えば、Sb、Sn、Zn、Co等が挙げられ、これらの含有量の許容範囲としては、Sb:0.01％以下、Sn：0.1％以下、Zn：0.01％以下、Co：0.1％以下の範囲である。また、本発明では、本発明の作用効果を害さない微量元素として、Ni、Cu、Mg、Ca、Zr、REMを通常の鋼組成の範囲内で含有してもよい。
【００２６】
次に、本発明の温間成形に適した熱延鋼板の組織について説明する。本発明の温間成形に適した熱延鋼板の組織は、マルテンサイト相を体積率で20％以下、残部はベイナイトを主体とする。以下に詳細に説明する。
マルテンサイト体積率：20％以下（ただし、0％の場合も含む）
マルテンサイトが多量に生成すると鋼板強度が高くなりすぎるほか、マルテンサイト相は温間成形時に軟化するため、TiおよびNbの炭化物による強度上昇効果を相殺してしまう。よって、マルテンサイト相の体積率は20％以下が好ましい。より好ましくは15％以下である。なお、上記主旨により、本発明においては、マルテンサイト体積率が0％の場合においても本発明の効果を奏するため、マルテンサイト体積率が0％の場合も含むものとする。
残部：ベイナイトを主体
マルテンサイトを除いた残部組織はベイナイトを主体とする組織とする。ただし、若干量（体積率で20%以下）のフェライト、パーライト、残留オーステナイト等の組織が混在していても構わない。また、本発明でいうベイナイトとは、ラス状フェライトの界面に沿って板状のセメンタイトが析出した所謂上部ベイナイト、およびラス状フェライト内にセメンタイトが微細分散した所謂下部ベイナイトを含むものとする。
【００２７】
なお、ベイナイトと、セメンタイトの析出の無いマルテンサイトとは走査電子顕微鏡等で容易に区別可能である。
【００２８】
次に本発明の温間成形に適した熱延鋼板の製造方法について説明する。
【００２９】
前述の化学成分範囲に調整された溶鋼から、連続鋳造または造塊でスラブを溶製する。鋳造後、再加熱することなく若しくは1200℃以上に再加熱した後、熱間圧延し、該熱間圧延では粗圧延を経ることなく若しくは粗圧延した後、仕上げ圧延温度：900℃以上で仕上げ圧延を行い、次いで、平均冷却速度:50℃/s以上で600℃以下まで急冷し、次いで、巻取り温度：520℃以下で巻取る。
【００３０】
使用する鋼スラブは、成分のマクロ偏析を防止すべく連続鋳造法で製造することが好ましいが、造塊法、薄スラブ鋳造法によっても可能である。
【００３１】
鋳造後、再加熱することなく若しくは1200℃以上に再加熱する。本発明では、スラブを製造したのち、いったん室温まで冷却し、その後再度加熱する従来法に加え、冷却しないで、温片のままで加熱炉に装入する、あるいは保熱をおこなった後に直ちに圧延する、あるいは鋳造後そのまま圧延する直送圧延・直接圧延などの省エネルギープロセスも問題なく適用でき、Ti、Nb等の固溶の観点からも好ましい。
【００３２】
いったん室温まで冷却し再加熱する場合、スラブ加熱温度は1200℃以上とする。1200℃未満では未固溶の粗大なTiおよびNbを含む炭窒化物および硫化物が多く存在し、温間成形時にTiおよびNbの含有量に見合う強度上昇が得られない。より好ましくは1250℃以上である。
【００３３】
また、冷却しないで、温片のままで加熱炉に装入し再加熱する場合も、スラブ加熱温度は1200℃以上とする。1200℃以上とする理由は、上記冷却後再加熱の場合と同様である。
【００３４】
次いで、必要に応じて粗圧延を行った後、仕上げ圧延温度：900℃以上で仕上げ圧延を行う。仕上げ圧延温度が900℃を下回ると、熱間圧延中および熱間圧延直後にTiやNbを含む炭化物が、圧延により導入された転位により歪誘起析出してしまい、温間成形中に含有量に見合う強度上昇が得られなくなってしまう。よって、仕上げ圧延温度は900℃以上とする。圧延中または圧延後の合金炭化物析出抑制の観点から、より好ましくは950℃以上である。
【００３５】
次いで、平均冷却速度:50℃/s以上で600℃以下まで急冷する。平均冷却速度が50℃/s未満であると冷却中にフェライトが多量に生成し、同時にTiおよびNbの炭化物も析出してしまうため、温間成形時に所望の強度上昇が得られない。平均冷却速度が50℃/s以上であれば、上記した鋼組成の範囲において、安定してTiおよびNbを固溶させることができる。より好ましくは80℃/s以上、さらに好ましくは100℃/s以上である。急冷停止温度は、600℃以下までとする。600℃を超える場合、急冷停止後巻取りまでの間にTiおよびNbの炭化物が多量に析出してしまうため、温間成形時に所望の強度上昇が得られない。より好ましくは550℃以下である。急冷停止温度の下限はTiおよびNbの固溶の観点からは厳しく限定されないが、350℃以上とすることが好ましい。350℃未満となるとマルテンサイトの体積率が20％を超えて多くなり、鋼板強度が高くなりすぎるほか、マルテンサイトは温間成形時に軟化するため、TiおよびNbの炭化物による強度上昇効果を相殺してしまう。より好ましくは400℃以上である。
【００３６】
さらに、仕上げ圧延後冷却開始までの時間を1.0sec未満とすることが好ましい。1.0sec未満とすることにより、熱間圧延直後のTi、Nbの析出を抑制することができ、より安定にTi、Nbを固溶させることができる。より好ましくは0.8sec未満である。
【００３７】
なお、急冷停止から巻取りまでの平均冷却速度は空冷以上の速度であればよく、厳しく限定されないが、材質安定性の観点から、20℃/s以上100℃/s以下とすることが好ましい。
【００３８】
次いで、巻取り温度：520℃以下で巻取る。仕上げ圧延終了後の巻取り温度の制御は、本発明の目標とする熱延鋼板中のTiおよびNbの合計固溶量を60%以上に制御する上で極めて重要である。巻取り温度が520℃を超えると、巻取り中にTiおよびNbの炭化物が析出してしまい、温間成形時に所望の強度上昇が得られない。より好ましくは500℃以下である。巻取り温度下限は、TiおよびNbの固溶の観点からは厳しく限定はされないが、350℃を下回ると、マルテンサイト相の体積率が20％を超えて多くなり、目的とする組織とならないため、350℃以上とすることが好ましい。より好ましくは400℃以上である。
【００３９】
なお、本発明の温間成形に適した熱延鋼板の製造における熱間圧延では、熱間圧延時に圧延荷重を低減するために仕上げ圧延の一部または全部を潤滑圧延としてもよい。潤滑圧延を行うことは、通常強加工される表層付近のTi,Nbを含む炭化物の歪み誘起析出を抑制し、Ti、Nb等を安定して固溶するのに効果的であり、また、鋼板形状の均一化、材質の均一化の観点からも有効である。なお、潤滑圧延の際の摩耗係数は0.10〜0.25の範囲とすることが好ましい。また、相前後するシートバー同士を接合し、連続的に仕上圧延する連続圧延プロセスとすることが好ましい。連続圧延プロセスを適用することは、熱間圧延の操業安定性の観点からも望ましい。
【００４０】
熱間圧延後、形状矯正、表面粗度等の調整のために、伸び率10%以下の調質圧延を施してもよい。
なお、本発明の温間成形に適した熱延鋼板は、温間成形の前に、表面処理を行うこともできる。表面処理としては、亜鉛めっき（合金系を含む）、すずめっき、ほうろう等がある。また、本発明の温間成形に適した熱延鋼板には、亜鉛めっき後、特殊な処理を施して、化成処理性、溶接性、および耐食性等の改善を行ってもよい。
【００４１】
以上から得られた本発明の熱延鋼板を所望部品形状に温間成形するときは300℃以上A1点以下に加熱し、成形する。この温度範囲で成形することで、成形時の強度を成形後の部材強度の0.60以下とすることができ、室温での成形が困難な自動車用超高強度部材等を容易に得ることができる。300℃を下まわる温度で成形しても、成形時の強度低下は少なく、形状凍結性向上などの十分な効果が得られない。なお、TiおよびNbの炭化物析出の観点から、より好ましくは400℃以上である。一方、A1点を越えて加熱すると、スケールの生成が多量になるだけでなく、温間成形中に析出した炭化物が粗大化してしまい、強度上昇を得るどころか、逆に軟化してしまうため、成形温度はA1点以下とすることが必要である。より好ましくは650℃以下である。なお、設備的使用条件等、設計的事項により温間成形時の加熱温度が上記範囲外の場合においても、本発明の熱延鋼板を適用することが可能である。
【実施例】
【００４２】
表１に示す組成の鋼を溶製し、得られた鋼スラブを表２に示す熱延条件により、板厚3.0ｍｍの熱延鋼板とした。この熱延鋼板に酸洗、伸び率：1.0%の調質圧延を施した後に試験片を採取し、固溶Ti、Nb量の測定、組織観察および引張試験を実施した。各試験方法の詳細は以下の通りである。
固溶Ti、Nb量測定
固溶Ti,Nb量は、10%AA系電解法（参照：(*)高山ら：鉄と鋼, 82(1996),147. ）により抽出した残さの化学分析により得られた析出Ti,Nb量を、鋼中Ti,Nb量から差し引いて求め、鋼中Ti、Nb量に対する固溶量の比：S（＝固溶(Ti+Nb)/鋼中(Ti+Nb)×100）で評価した。
組織観察
得られた熱延鋼板から試験片を採取し、圧延方向に直交する断面（Ｃ断面）について、光学顕微鏡あるいは走査型電子顕微鏡を用いて微視組織を撮像し、組織の種類の同定を行い、画像解析装置を用いてマルテンサイト相の体積率を求めた。
引張試験
得られた熱延鋼板から長軸を圧延方向に直交する方向としたJIS５号引張試験片を採取し、JIS  Z  2241の規定に準拠して引張試験を行い、引張強さ（室温TS）を求めた。また，550℃で10分間保持後、同温度で破断するまで上記と同様の引張試験を行い、温間引張強さ（温間TS）を求めた。さらに、550℃で10分間保持後に同温度で2%の引張変形を行ったのち室温まで冷却した試料に対しても上記と同様の引張試験を行い、温間成形後室温引張強さ（温間成形後室温TS）を求め、さらに、これらの温間TS、温間成形後室温TSから温間TS／温間成形後室温TSであるP値を求めた。得られた結果を表２に併せて示す。
【００４３】
【表１】
2006161139.tif 000002
【００４４】
【表２】
2006161139.tif 000003
【００４５】
表２より、本発明例は、いずれも、P値が0.60以下であり、温間での成形強度が低く、温間成形後の室温強度が高く（780MPa以上）なっている。なお、実施例No.12はマルテンサイトの体積率が20%を超えているため、温間成形中のマルテンサイトの軟化が析出による強度上昇を相殺し、問題ない範囲ではあるもののP値が若干高くなっている。
【００４６】
これに対し、本発明の範囲を外れる比較例では、P値が0.60を超えており、温間で成形する利点を十分に生かしきれていないことが分かる。
【産業上の利用可能性】
【００４７】
自動車用超高強度部材以外の家電および建築など、室温での加工が困難であり、成形時には低強度で成形が容易で成形後の部材強度は高強度が必要とされる分野でも好適である。