(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
実質的に、Ｃ：０．０５〜０．１８mass％、Ｓｉ：０．７〜１．５mass％、Ｍｎ：０．６〜１．８mass％、Ｐ：０．０４mass％以下、Ｓ：０．００５mass％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１０mass％、Ｎ：０．００５mass％以下、Ｍｏ：０．０５〜１．５mass％を含有し、残部がＦｅからなる成分組成を有する鋼を熱間圧延し、オーステナイト単相域で仕上圧延を終了する工程と、
仕上圧延後、直ちに５０℃／秒以上の冷却速度で、（１−［％Ｍｏ］／５）×（６３０−１０［％Ｍｎ］）℃以上、（１＋［％Ｍｏ］／５）×（７３０−１０［％Ｍｎ］）℃以下の温度範囲（但し、［％Ｍｏ］：鋼板中のＭｏ含有量（mass％）、［％Ｍｎ］：鋼板中のＭｎ含有量（mass％））まで冷却した後、３〜１５秒放冷する工程と、
放冷された鋼板を引き続き１５℃／秒以上１００℃／秒以下の冷却速度で冷却して、３５０〜５５０℃の温度範囲で巻取る工程と、
を有することを特徴とするコイル内材質変動の少ない高加工性高強度熱延鋼板の製造方法。
【請求項２】
実質的に、Ｃ：０．０５〜０．１８mass％、Ｓｉ：０．７〜１．５mass％、Ｍｎ：０．６〜１．８mass％、Ｐ：０．０４mass％以下、Ｓ：０．００５mass％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１０mass％、Ｎ：０．００５mass％以下、Ｍｏ：０．０５〜１．５mass％、Ｃｒ：０．０５〜１．５mass％を含有し、残部がＦｅからなる成分組成を有する鋼を熱間圧延し、オーステナイト単相域で仕上圧延を終了する工程と、
仕上圧延後、直ちに５０℃／秒以上の冷却速度で、｛１−（［％Ｍｏ］＋［％Ｃｒ］／２）／５｝×（６３０−１０［％Ｍｎ］）℃以上、｛１＋（［％Ｍｏ］＋［％Ｃｒ］／２）／５｝×（７３０−１０［％Ｍｎ］）℃以下の温度範囲（但し、［％Ｍｏ］：鋼板中のＭｏ含有量（mass％）、［％Ｍｎ］：鋼板中のＭｎ含有量（mass％）、［％Ｃｒ］：鋼板中のＣｒ含有量（mass％））まで冷却した後、３〜１５秒放冷する工程と、
放冷された鋼板を引き続き１５℃／秒以上１００℃／秒以下の冷却速度で冷却して、３５０〜５５０℃の温度範囲で巻取る工程と、
を有することを特徴とするコイル内材質変動の少ない高加工性高強度熱延鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、特に自動車用途に好適な熱延鋼板であって、残留オーステナイトを含有するコイル内材質変動の少ない高加工性高強度熱延鋼板の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
近年、自動車用の構造部材に対しては、軽量化や衝突安全性向上のための高強度化の要望が強く、このため高張力鋼板の適用が拡大しつつある。しかしながら、高張力鋼板は軟質鋼板に比べ加工性に劣るため、厳しい加工性の要求される部材への適用は困難である。そこで、厳しい加工に耐える高張力鋼板として、残留オーステナイトの変形時のＴＲＩＰ（変態誘起塑性）現象を利用して延性を高める、いわゆる残留オーステナイト鋼が注目されるようになった。
ところが、残留オーステナイト高強度熱延鋼板を実際に製造すると、コイルの全長、全幅に亘って材質が大きく変動するという問題がある。この材質変動は、製造時のランナウト上での長手方向、幅方向の温度変動によって生じると考えられる。
【０００３】
このような材質の変動を回避するために、特開平６−２２８６５２号公報や特開平６−２２８６５３号公報には、ランナウト冷却中の鋼帯の上面からの冷却能と下面からの冷却能の比を制御することで、ランナウト上における鋼板の長手方向の温度のバラツキを抑制する方法が開示されている。
しかし、この技術では強度や伸びの下限値を満足し、歩留まりを向上させることはできるものの、鋼板内の材質の変動自体は低減されず、コイルの前後端で同じ部品をプレスしても、スプリングバック量の違い等により成形性が安定しないのが現状である。さらには、伸びフランジ性のバラツキは抑制できない。
【０００４】
また、特開平６−３０６５３７号公報には、ランナウト上の冷却において、鋼板幅方向両端部の注水量を低減し、幅方向の温度偏差を抑える方法が開示されている。しかし、この技術では、材質変動のうち強度−延性バランス（引張強さ×全伸び）≧２００００（ＭＰａ・％）を確保し、強度のバラツキの範囲を５０ＭＰａ以内に抑えることができるものの、伸びについてはバラツキを十分に低減することができず、プレス後に割れが生じる場合がある。
【０００５】
【発明が解決すべき課題】
このように従来では、コイルの全長及び全幅に亘っての材質変動が低減された残留オーステナイト鋼板を製造できる技術は見当たらない。
したがって本発明の目的は、このような従来技術の課題を解決し、コイルの全長及び全幅に亘って材質が均一であり、コイル内材質変動の少ない高加工性高強度熱延鋼板の製造方法を提供することにある。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
鋼板長手方向及び幅方向での材質変動は、ランナウトテーブル上から熱延巻取り後にかけて、オーステナイト中にＣが十分濃縮する前に生成するベイナイト及びマルテンサイト量が変化するために起こる。このベイナイト及びマルテンサイトの生成期間が長いほど、これらの相の生成量に対する温度変動の影響が大きい。このような問題に対して本発明者らは鋭意研究を重ね、Ｃがオーステナイトに十分濃縮するまでベイナイト及びマルテンサイトの変態を抑制し、ベイサイト及びマルテンサイトの生成期間を短縮する作用を有する添加元素として、Ｍｏが極めて有効であることを見出した。さらに、Ｃｒを複合添加した場合に、Ｍｏ添加の効果がより一層促進されることも同時に見出した。
【０００７】
また、このＭｏ添加鋼またはＭｏ−Ｃｒ複合添加鋼を熱間圧延する際に、圧延後直ちに５０℃／秒以上の冷却速度でＭｏ量、Ｃｒ量、Ｍｎ量により決まる温度範囲まで冷却し、３〜１５秒放冷後、再び１５℃／秒〜１００℃／秒の冷却速度で巻取温度まで冷却することにより、オーステナイトのベイナイト及びマルテンサイトへの変態が抑制され、放冷中にＣのオーステナイトへの濃化が迅速に行われることで材質安定化効果が顕著となることが判った。
【０００８】
以下、これらの点を実験結果に基づき説明する。
Ｃ≒０．１２mass％、Ｓｉ≒１．１mass％、Ｍｎ≒１．０mass％、Ｐ≒０．０１０mass％、Ｓ≒０．００１mass％、Ａｌ≒０．０４０mass％、Ｎ≒０．００３０mass％を含む鋼と、この鋼にＭｏを０．３mass％添加した鋼をそれぞれ溶製し、加熱温度１２００℃、仕上温度８３０℃で熱間圧延を行った。仕上圧延後直ちに８０℃／秒の冷却速度で７００℃まで冷却後、７秒間放冷し、さらに２０℃／秒の冷却速度で冷却し、４７０℃で巻き取った。製造された熱延鋼帯のサイズは板幅１０５０ｍｍ、板厚２．０ｍｍである。得られた鋼板の長手方向中央部における幅方向のＴＳ、Ｅｌ、λの変化を図１に示す。
図１によれば、Ｍｏを添加しない鋼では幅方向でＴＳ、Ｅｌ、λの変動が大きいのに対し、Ｍｏ添加鋼では幅方向の材質変動が低減していることが判る。
【０００９】
次に、Ｃ≒０．１２mass％、Ｓｉ≒１．１mass％、Ｍｎ≒１．０mass％、Ｐ≒０．０１０mass％、Ｓ≒０．００１mass％、Ａｌ≒０．０４０mass％、Ｎ≒０．００３０mass％、Ｃｒ≒０．２mass％を含む鋼にＭｏを種々の添加量で添加した鋼を溶製し、加熱温度１２００℃、仕上温度８４０℃で熱間圧延を行った。仕上圧延後直ちに１００℃／秒の冷却速度で温度Ｔ１（℃）まで冷却し、５秒間放冷後、再び２０℃／秒の冷却速度で冷却し、４７０℃で巻き取った。得られた熱延コイルの幅方向でのＴＳの最大値と最小値の差を、前記冷却停止温度（＝中間放冷温度）Ｔ１（℃）とＭｏ量に対してプロットしたものを図２に示す。
【００１０】
図２中の“○”は、幅方向のＴＳの最大値と最小値の差が２０ＭＰａ未満、“△”は２０〜８０ＭＰａ、“×”は８０ＭＰａ超であることを示す。同図に示されるように、Ｍｏ量［％Ｍｏ］、Ｃｒ量［％Ｃｒ］、Ｍｎ量［％Ｍｎ］に応じて、冷却停止温度（＝中間放冷温度）Ｔ１を｛１−（［％Ｍｏ］＋［％Ｃｒ］／２）／５｝×（６３０−１０［％Ｍｎ］）℃以上、｛１＋（［％Ｍｏ］＋［％Ｃｒ］／２）／５｝×（７３０−１０［％Ｍｎ］）℃以下の温度範囲とすることで、幅方向の材質変動を低減できることが判る。
【００１１】
この理由は必ずしも明らかではないが、以下のように考えられる。すなわち、熱延後急冷し、フェライト＋オーステナイトの２相域で放冷することでＣをオーステナイト中に濃縮させる。このとき、通常用いられる焼入れ元素であるＭｎはＡｒ3変態点を下げることから、Ｍｎの増大によってこのフェライト＋オーステナイトの２相域の最適放冷温度は低温側にシフトする。これに本発明の特徴であるＭｏを添加した場合、Ｍｏはオーステナイトをさらに安定化させることから、Ｍｏ添加量の増大に伴い冷却停止温度の下限は低下する。一方、Ｍｏはパーライト変態を抑制することから、冷却停止温度が高くても加工性を劣化させるパーライトの生成が阻害されるため、Ｍｏ添加量の増大に伴い冷却停止温度の上限は上昇する。
さらに、Ｃｒを複合添加するとＭｏ添加による上記効果はより一層顕著なものとなる。しかし、Ｃｒ単独ではこのような効果は認められない。
【００１２】
本発明は上記の知見に基づきなされたものであって、その特徴は以下のとおりである。
【００１４】
［1］ 実質的に、Ｃ：０．０５〜０．１８mass％、Ｓｉ：０．７〜１．５mass％、Ｍｎ：０．６〜１．８mass％、Ｐ：０．０４mass％以下、Ｓ：０．００５mass％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１０mass％、Ｎ：０．００５mass％以下、Ｍｏ：０．０５〜１．５mass％を含有し、残部がＦｅからなる成分組成を有する鋼を熱間圧延し、オーステナイト単相域で仕上圧延を終了する工程と、
仕上圧延後、直ちに５０℃／秒以上の冷却速度で、（１−［％Ｍｏ］／５）×（６３０−１０［％Ｍｎ］）℃以上、（１＋［％Ｍｏ］／５）×（７３０−１０［％Ｍｎ］）℃以下の温度範囲（但し、［％Ｍｏ］：鋼板中のＭｏ含有量（mass％）、［％Ｍｎ］：鋼板中のＭｎ含有量（mass％））まで冷却した後、３〜１５秒放冷する工程と、
放冷された鋼板を引き続き１５℃／秒以上１００℃／秒以下の冷却速度で冷却して、３５０〜５５０℃の温度範囲で巻取る工程と、
を有することを特徴とするコイル内材質変動の少ない高加工性高強度熱延鋼板の製造方法。
【００１５】
［2］ 実質的に、Ｃ：０．０５〜０．１８mass％、Ｓｉ：０．７〜１．５mass％、Ｍｎ：０．６〜１．８mass％、Ｐ：０．０４mass％以下、Ｓ：０．００５mass％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１０mass％、Ｎ：０．００５mass％以下、Ｍｏ：０．０５〜１．５mass％、Ｃｒ：０．０５〜１．５mass％を含有し、残部がＦｅからなる成分組成を有する鋼を熱間圧延し、オーステナイト単相域で仕上圧延を終了する工程と、
仕上圧延後、直ちに５０℃／秒以上の冷却速度で、｛１−（［％Ｍｏ］＋［％Ｃｒ］／２）／５｝×（６３０−１０［％Ｍｎ］）℃以上、｛１＋（［％Ｍｏ］＋［％Ｃｒ］／２）／５｝×（７３０−１０［％Ｍｎ］）℃以下の温度範囲（但し、［％Ｍｏ］：鋼板中のＭｏ含有量（mass％）、［％Ｍｎ］：鋼板中のＭｎ含有量（mass％）、［％Ｃｒ］：鋼板中のＣｒ含有量（mass％））まで冷却した後、３〜１５秒放冷する工程と、
放冷された鋼板を引き続き１５℃／秒以上１００℃／秒以下の冷却速度で冷却して、３５０〜５５０℃の温度範囲で巻取る工程と、
を有することを特徴とするコイル内材質変動の少ない高加工性高強度熱延鋼板の製造方法。
【００１６】
【発明の実施の形態】
以下、本発明法における鋼の成分組成及び製造条件の詳細をその限定理とともに説明する。
まず、鋼の成分組成についての限定理由について説明する。
Ｃ：Ｃは強度を上昇させる元素であるとともに、オーステナイト中に濃縮してオーステナイトの安定性を高める作用を有している。しかし、０．０５mass％未満では濃縮が十分に起こらず、加工性を向上させるのに十分な残留オーステナイトが得られない。一方、０．１８mass％を超えるとベイナイトやマルテンサイトの硬度が上昇し、加工性が低下する。このためＣ量は０．０５〜０．１８mass％とする。
【００１７】
Ｓｉ：Ｓｉは、圧延後の冷却過程においてフェライトの生成を促してオーステナイト中へのＣの濃化を促進するため、残留オーステナイト量を確保する上で有効な元素である。しかし、０．７mass％未満ではＣ濃化を十分に促進することができず、十分な残留オーステナイト量が得られない。一方、１．５mass％を超えると赤スケールの発生による表面性状の劣化が著しい。このためＳｉ量は０．７〜１．５mass％とする。
【００１８】
Ｍｎ：Ｍｎはパーライト変態を抑制する作用を有する。しかし、０．６mass％未満ではパーライト変態を抑制することができず、鋼中のパーライト量が増大し、伸びフランジ性が確保できない。一方、１．８mass％を超えると偏析によるバンド状組織を形成し易くなり、やはり伸びフランジ性を低下させる。このためＭｎ量は０．６〜１．８mass％とする。
Ｐ：Ｐが０．０４mass％を超えると、Ｐが粒界に偏析して鋼が低延性・低靭性化する。このためＰ量は０．０４mass％以下（０mass％の場合を含む）とする。
【００１９】
Ｓ：ＳはＭｎ等と結合して介在物を形成し、割れの起点となることで延性や伸びフランジ性を低下させるため、極力低減する必要がある。このためＳ量は０．００５mass％以下（０mass％の場合を含む）とする。
Ａｌ：Ａｌは鋼の脱酸を安定して行うために０．０１mass％以上必要であるが、０．１０mass％を超えるとその効果は飽和し、また鋼中の介在物量が増大するため延性が低下する。このためＡｌ量は０．０１〜０．１０mass％とする。
Ｎ：Ｎが０．００５mass％を超えると、粗大な窒化物が多量に析出して延性が低下する。このためＮ量は０．００５mass％以下（０mass％の場合を含む）とする。
【００２０】
Ｍｏ：Ｍｏは本発明において重要な働きをする元素である。Ｍｏはパーライト変態を抑制するとともに、Ｃがオーステナイトに十分濃縮するまでベイナイト及びマルテンサイトの変態を抑制し、ベイナイト及びマルテンサイトの生成期間を短縮する作用がある。しかし、０．０５mass％未満ではパーライトの生成やベイナイト及びマルテンサイト変態を抑制できず、鋼板の熱履歴や温度変動で材質が変動してしまう。一方、１．５mass％を超えると組織が硬質化し、加工性が低下する。このためＭｏ量は０．０５〜１．５mass％とする。
Ｃｒ：Ｃｒは、Ｍｏと複合添加することによりＭｏ添加の効果を促進する作用がある。しかし、０．０５mass％未満ではＣｒ添加の効果は認められない。一方、１．５mass％を超えると組織の硬質化を招き、加工性の低下を生じる。このためＣｒ量は０．０５〜１．５mass％とする。
【００２１】
本発明で用いる鋼には、不可避的不純物などとしてＢ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃａ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、ＲＥＭの１種以上が含まれることがある。
しかし、Ｂが０．０００３mass％を超えると熱間圧延時の荷重が増大して鋼板の形状が劣化するため、その上限は０．０００３mass％（０mass％の場合を含む）とすることが好ましい。Ｃｕ、Ｎｉは耐腐食性を向上させる元素であるが、それぞれの成分の上限は０．１mass％（０mass％の場合を含む）とすることが好ましい。Ｃａは介在物を増加させるため、その上限を０．００２mass％（０mass％の場合を含む）とすることが好ましい。Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、ＲＥＭはトランプエレメントとしてリサイクル性を阻害するので、４種の合計量の上限を０．１mass％（０mass％の場合を含む）とすることが好ましい。
本発明で用いる鋼は実質的に上記成分とＦｅとからなり、したがって不可避的不純物等の他の元素が本発明の効果を損なわない限度で微量含まれることは妨げない。
【００２２】
次に、本発明の製造条件について説明する。
本発明の製造方法は、上述した成分組成を有する鋼を熱間圧延し、オーステナイト単相域で仕上圧延を終了する工程（Ａ）と、仕上圧延後直ちに５０℃／秒以上の冷却速度で、Ｃｒを含有しない場合には（１−［％Ｍｏ］／５）×（６３０−１０［％Ｍｎ］）℃以上、（１＋［％Ｍｏ］／５）×（７３０−１０［％Ｍｎ］）℃以下の温度範囲、またＣｒを含有する場合には｛１−（［％Ｍｏ］＋［％Ｃｒ］／２）／５｝×（６３０−１０［％Ｍｎ］）℃以上、｛１＋（［％Ｍｏ］＋［％Ｃｒ］／２）／５｝×（７３０−１０［％Ｍｎ］）℃以下の温度範囲（但し、［％Ｍｏ］：鋼板中のＭｏ含有量（mass％）、［％Ｍｎ］：鋼板中のＭｎ含有量（mass％）、［％Ｃｒ］：鋼板中のＣｒ含有量（mass％））まで冷却した後、３〜１５秒放冷する工程（Ｂ）と、放冷された鋼板を引き続き１５℃／秒以上１００℃／秒以下の冷却速度で冷却した後、３５０〜５５０℃の温度範囲で巻取る工程（Ｃ）とを有する。
【００２３】
以下、上記製造条件の限定理由を説明する。
工程（Ａ）：鋼スラブの熱間圧延では、オーステナイト単相域で仕上圧延を終了する。これはＡｒ3変態点より低いフェライト＋オーステナイトの２相混合域で圧延すると、層状組織が形成されて伸びフランジ性や延性が低下するからである。
【００２４】
工程（Ｂ）：仕上圧延後下記する中間放冷温度までの冷却過程では、伸びフランジ性や延性の観点からパーライト変態を避けることが必要であり、このパーライトノーズを回避するため、仕上圧延後中間放冷温度までの冷却速度は５０℃／秒以上とする。
中間放冷温度が、Ｃｒを添加しない場合に（１−［％Ｍｏ］／５）×（６３０−１０［％Ｍｎ］）℃未満、またＣｒを含有する場合に｛１−（［％Ｍｏ］＋［％Ｃｒ］／２）／５｝×（６３０−１０［％Ｍｎ］）℃未満では、ベイナイト量やマルテンサイト量が多くなり、残留オーステナイト量が少なくなるため、ＴＲＩＰ（変態誘起塑性）効果が十分発揮されず加工性が劣化する。一方、中間放冷温度が、Ｃｒを添加しない場合に（１＋［％Ｍｏ］／５）×（７３０−１０［％Ｍｎ］）℃超、またＣｒを含有する場合に｛１＋（［％Ｍｏ］＋［％Ｃｒ］／２）／５｝×（７３０−１０［％Ｍｎ］）℃超ではパーライト変態が避けられず、加工性が劣化する。
【００２５】
このため中間放冷温度は、Ｃｒを添加しない場合には（１−［％Ｍｏ］／５）×（６３０−１０［％Ｍｎ］）℃以上、（１＋［％Ｍｏ］／５）×（７３０−１０［％Ｍｎ］）℃以下、また、Ｃｒを添加する場合には｛１−（［％Ｍｏ］＋［％Ｃｒ］／２）／５｝×（６３０−１０［％Ｍｎ］）℃以上、｛１＋（［％Ｍｏ］＋［％Ｃｒ］／２）／５｝×（７３０−１０［％Ｍｎ］）℃以下とする。
また、中間放冷時間が３秒未満では、フェライト＋オーステナイトの２相に十分分離しないため、Ｃをオーステナイト中に十分濃縮させることができず、残留オーステナイトが得られない。一方、１５秒を超えるとフェライト粒が粗大化し、Ｅｌが劣化する。このため中間放冷時間は３〜１５秒とする。
【００２６】
工程（Ｃ）：前記放冷後から巻取りまでの冷却速度は、伸びフランジ性や延性の観点からパーライト変態およびマルテンサイト変態を避けるため、１５℃／秒〜１００℃／秒とする。また、巻取温度が３５０℃未満では、Ｃが十分にオーステナイトに濃化しないため全てマルテンサイトとなり、一方、５５０℃を超えるとパーライト変態が起こる。このため巻取温度は３５０〜５５０℃とする。
【００２７】
本発明の製造方法では、仕上温度を制御するために仕上スタンド列の入側で粗バーを加熱してもよく、このような粗バーの加熱を行っても本発明の効果は損なわれない。粗バー加熱方法については、誘導加熱、通電加熱、ガスバーナ加熱などうちのいずれの方法を用いてもよい。また、粗圧延後、一度コイルボックスに巻取り、保熱または加熱して粗バー温度を均一化した後に圧延を行ってもよいし、また、トンネル炉を用いて粗バーの加熱を行ってもよい。さらには、コイルボックスと粗バー加熱を組み合わせても何ら問題はない。
【００２８】
本発明で行う熱間圧延は、通常のスラブを粗圧延後、仕上圧延を行う従来の熱間圧延でもよいし、薄スラブを鋳造後、粗圧延を省略して直ちに仕上圧延を行う熱間圧延でもよい。
また、熱間圧延は、鋳造後室温まで冷却されたスラブを再加熱して圧延する他に、鋳造したスラブを室温まで冷却することなく、そのまま又は圧延温度まで再加熱して圧延を行う、所謂直送圧延法又は熱片装入圧延法を行ってもよい。
また、粗圧延後の粗バーを接合して仕上げ圧延を行う、所謂連続圧延を行ってもよい。
また、鋼の成分調整には転炉、電気炉のいずれを用いてもよく、また原料にスクラップを用いても何ら問題はない。
また、熱間圧延後にめっき、化成処理などの表面処理を行っても本発明の効果が損なわれることはない。
【００２９】
【実施例】
［実施例１］
表１に示す成分を有する鋼を溶製した。これらのうち鋼種記号Ａ〜Ｇが本発明鋼、鋼種記号Ｈ〜Ｊが比較鋼である。これらを連続鋳造により厚さ約２５０ｍｍのスラブとし、これを１２００℃に加熱した後、粗圧延機により厚さ約３０ｍｍの粗バーに圧延した。その後、仕上温度８２０℃で仕上圧延を行い、この仕上圧延後直ちに冷却速度８０℃／秒で６９０℃まで冷却した後、６秒間放冷し、さらに冷却速度５０℃／秒で冷却し、４７５℃で巻き取った。このようにして表２に示す板厚２．０ｍｍのＮｏ．１〜Ｎｏ．１０の熱延コイルを製造した。
【００３０】
このようにして得られた熱延コイルから、長手方向および幅方向にＪＩＳ５号試験片（圧延方向）および穴拡試験片を採取し、材料特性（ＹＰ、ＴＳ、Ｅｌ、λ）の測定を行い、板幅方向および長手方向での特性の変動量（最大値と最小値の差）を求めた。その結果を表２に示す。
【００３１】
表２によれば、本発明例の熱延鋼板（Ｎｏ．１〜Ｎｏ．７）は、いずれもコイル幅方向および長手方向での特性の変動量が小さく、コイル内材質変動が効果的に抑えられている。一方、比較例の鋼板（Ｎｏ．８〜Ｎｏ．１０）では、それぞれ以下の理由によりコイル幅方向および長手方向での特性の変動量が大きく、コイル内材質変動の大きい鋼板しか得られていない。すなわち、Ｍｏ量が本発明範囲を下回る比較鋼Ｈから製造された比較例Ｎｏ．８は、ベイナイトおよびマルテンサイト変態の抑制ができず、鋼板の熱履歴や温度変動によるコイル内材質変動量が大きい。また、Ｃｒ量は本発明範囲であるが、Ｍｏ量が本発明範囲を下回る比較鋼Ｉ、比較鋼Ｊから製造された比較例Ｎｏ．９、Ｎｏ．１０は、Ｃｒ単独含有であるためコイル内材質変動が大きい。
【００３２】
【表１】
0003697573.tif 000002
【００３３】
【表２】
0003697573.tif 000003
【００３４】
［実施例２］
本発明条件を満足する表１の本発明鋼Ａ、本発明鋼Ｆを連続鋳造により厚さ約２５０ｍｍのスラブとし、１２００℃に加熱した後、粗圧延機により厚さ約３０ｍｍの粗バーに圧延した。その後、表３に示す種々の熱延条件で仕上圧延−冷却−巻取を行って、板厚２．０ｍｍのＮｏ．１１〜Ｎｏ．２０の熱延コイルを製造した。
このようにして得られた熱延コイルから、長手方向および幅方向にＪＩＳ５号試験片（圧延方向）および穴拡試験片を採取し、材料特性（ＹＰ、ＴＳ、Ｅｌ、λ）の測定を行うことにより幅方向および長手方向の特性の変動量（最大値と最小値の差）を求めた。その結果を表４に示す。
【００３５】
表４によれば、本発明例の熱延鋼板（本発明例Ｎｏ．１１〜１４）は、いずれもコイル幅方向および長手方向での特性の変動量が小さく、コイル内材質変動が効果的に抑えられている。一方、比較例の熱延鋼板（Ｎｏ．１５〜２０）は、コイル幅方向および長手方向での特性の変動量が大きく、コイル内材質変動の大きい鋼板しか得られおらず、また材質自体も劣っている。
【００３６】
すなわち、Ｎｏ．１５の比較例は仕上温度が低いため層状組織となり、Ｅｌ、λが低い。Ｎｏ．１６の比較例は中間放冷温度が本発明範囲より低いため残留オーステナイト量が少なくなり、Ｅｌが低い。Ｎｏ．１７の比較例は中間放冷温度が本発明範囲より高いためパーライト変態を起こし、Ｅｌ、λが低い。Ｎｏ．１８の比較例は中間放冷時間が本発明範囲より短いため残留オーステナイト量が少なくなり、Ｅｌが低い。Ｎｏ．１９の比較例は中間放冷時間が本発明範囲より長いためフェライト粒が粗大化し、Ｅｌが低い。Ｎｏ．２０の比較例は巻取温度が本発明範囲より高いためパーライト変態が起こり、加工性が低下している。
【００３７】
【表３】
0003697573.tif 000004
【００３８】
【表４】
0003697573.tif 000005
【００３９】
【発明の効果】
以上述べたように本発明法により得られる熱延鋼板は、コイル全長及び全幅に亘って材質が均一であり、コイル内材質変動が適切に抑えられている。このため自動車用の構造部材に適用することにより、自動車の軽量化や衝突安全性の向上を図ることができる。また、本発明の製造方法によれば、このようなコイル内材質変動が小さい熱延鋼板を安定して且つ効率的に製造することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】Ｍｏ無添加鋼とＭｏ添加鋼からそれぞれ得られた熱延鋼板の板幅方向におけるＴＳ、Ｅｌ、λの変動を示すグラフ
【図２】熱延鋼板の幅方向でのＴＳの最大値と最小値の差を冷却停止温度Ｔ１とＭｏ量との関係で示すグラフ
【図１】
0003697573.tif 000006
【図２】
0003697573.tif 000007