(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
鋼素材に、熱間圧延を施し熱延板とする熱延工程と、該熱延板に酸洗処理を施す酸洗工程と、該酸洗処理を施された熱延板に加熱処理と冷却処理とからなる焼鈍を施す焼鈍工程と、を施して熱延鋼板とするにあたり、
前記鋼素材を、mass％で、
C ：0.11％以上0.16％以下、                 Si：0.7％以上1.5％以下、
Mn：1.0％以上2.0％以下、                   P ：0.05％以下、
S ：0.005％以下、                          Al：0.05％以下
を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼スラブとし、
前記焼鈍工程における前記加熱処理を、加熱温度T0（℃）がAc1変態点以上でかつ下記（１）式を満足する温度で、該加熱温度T0の鋼板幅方向での温度変化量が27℃以下として加熱する処理とし、
前記焼鈍工程における前記冷却処理を、第一段冷却と第二段冷却とからなる２段階の冷却とし、
前記第一段冷却を、前記加熱処理後、直ちに平均冷却速度：15℃／ｓ以上で、350〜550℃である冷却停止温度T１まで冷却する処理とし、前記第二段冷却を、前記冷却停止温度T１から2℃／ｓ以下の平均冷却速度で、冷却停止温度：（T１−20℃）まで冷却し、該冷却停止温度±10℃の温度範囲で10s以上300s以下の保持を行う処理とし、
前記熱延鋼板を、前記組成と、体積率で、80％以上のフェライト相を主相とし、第二相として残留オーステナイト相を、体積率で5.0％以上、幅方向での体積率の標準偏差が1％以下で含み、かつ該残留オーステナイト相中のC濃度が1.00mass％以上、幅方向でのC濃度の標準偏差が0.50mass％以下となる組織とを有し、均一伸びが19％以上、均一伸びの幅方向での標準偏差が2.0％以下で、歪量10〜15％でのｎ値が0.17以上、ｎ値の幅方向での標準偏差が0.05以下である、幅方向で加工性のばらつきが少なく、引張強さTS：590MPa以上を有する高強度熱延鋼板とすることを特徴とする加工性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
記
0.0075×T0＋0.03×（％C＋％Mn−％Si）−5.5  ≦  0.8  ‥‥（１）
ここで、T0：加熱温度(℃)、
％C、％Mn、％Si：各元素の含有量（mass％）
【請求項２】
前記組成に加えてさらに、mass％で、Cu：0.01％以上0.1％以下、Ni：0.01％以上0.1％以下、Cr：0.01％以上0.5％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の高強度熱延鋼板の製造方法。
【請求項３】
前記組成に加えてさらに、mass％で、Mo：0.01％以上0.1％以下、V：0.01％以上0.1％以下、Nb：0.01％以上0.03％以下、Ti：0.01％以上0.03％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の高強度熱延鋼板の製造方法。
【請求項４】
mass％で、
C ：0.11％以上0.16％以下、                 Si：0.7％以上1.5％以下、
Mn：1.0％以上2.0％以下、                   P ：0.05％以下、
S ：0.005％以下、                          Al：0.05％以下
を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、体積率で、80％以上のフェライト相を主相とし、第二相として残留オーステナイト相を、体積率で5.0％以上、幅方向での体積率の標準偏差が1％以下で含み、かつ該残留オーステナイト相中のC濃度が1.00mass％以上、幅方向でのC濃度の標準偏差が0.50mass％以下となる組織とを有し、引張強さTSが590MPa以上で、均一伸びが19％以上、均一伸びの幅方向での標準偏差が2.0％以下で、歪量10〜15％でのｎ値が0.17以上、ｎ値の幅方向での標準偏差が0.05以下である、幅方向の加工性のばらつきが少ないことを特徴とする加工性に優れた高強度熱延鋼板。
【請求項５】
前記組成に加えてさらに、mass％で、Cu：0.01％以上0.1％以下、Ni：0.01％以上0.1％以下、Cr：0.01％以上0.5％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項４に記載の高強度熱延鋼板。
【請求項６】
前記組成に加えてさらに、mass％で、Mo：0.01％以上0.1％以下、V：0.01％以上0.1％以下、Nb：0.01％以上0.03％以下、Ti：0.01％以上0.03％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項４または５に記載の高強度熱延鋼板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車用部品として広範囲に適用可能な熱延鋼板に係り、とくにサイドメンバーやフロントフロアなどの大型部品用として好適な、板幅方向の加工性のばらつきが少なく、加工性に優れた熱延鋼板に関する。なお、ここでいう「加工性」とは張出し成形性をいうものとする。また、ここでいう「鋼板」には、鋼板および鋼帯を含むものとする。
【背景技術】
【０００２】
近年、地球環境保全の観点から、自動車の燃費向上が要求されている。このため、車体の軽量化が重要な課題となり、自動車部品においては、素材である鋼板を高強度化して、部品の薄肉軽量化を図ることが検討されている。しかし、鋼板の高強度化に伴い加工性が低下するため、加工性に優れた高強度鋼板が強く要望されていた。
このような要望に対して、さまざまな研究開発がなされ、高強度と良好な加工性とを兼ね備えた鋼板について、種々の提案がなされている。その一つとして、残留オーステナイトのTRIP(Transformation Induced Plasticity)現象を利用した鋼板、いわゆるTRIP鋼板が挙げられる。例えば、特許文献１には、質量％で、C：0.06〜0.6％、Si＋Al：0.5〜3％、Mn：0.5〜3％、P：0.15％以下（0％を含まない）、S：0.02％以下（0％を含まない）を含有し、且つ、母相組織は、焼戻マルテンサイトを全組織に対して占積率で15％以上、及びフェライトを含有し、第２相組織は、残留オーステナイトを全組織に対して占積率で5〜30％含有すると共に、該残留オーステナイト中のC濃度（CγＲ）は0.8％以上である、加工性に優れた高強度鋼板が提案されている。特許文献１に記載された技術では、残留オーステナイト中のC濃度（CγＲ）が0.8％以上と高く、TRIP効果がより効果的に発揮され、伸び特性が向上するとしている。そして、特許文献１に記載された高強度鋼板は、500〜1400MPa級の高強度および超高強度域において、優れた伸びフランジ性および全伸びを兼ね備えた鋼板であるとしている。
【０００３】
また、特許文献２には、質量％で、C：0.06〜0.25％、Si：2.0％以下、Mn：0.5〜3.0％およびAl：2.0％以下を含有するとともに、SiとAlの含有量の和が1.0〜3.0％を満足し、残部はFeおよび不純物からなる化学組成を有し、かつ、体積割合で3〜20％の残留オーステナイトを含有するポリゴナルフェライトを主体とする組織を有し、ポリゴナルフェライトの平均結晶粒径が1.0μｍを超え3.0μｍ以下、かつ、残留オーステナイト中の炭素濃度が1.1〜2.0質量％である、高張力熱延鋼板が提案されている。特許文献２に記載された高張力熱延鋼板は、引張強さTS(MPa)と全伸びEl(％)の積TS×Elが20000MPa・％以上、降伏比が0.87以上である機械的特性を備えるとしている。特許文献２に記載された高張力熱延鋼板は、加工性に優れ、降伏比が大きく、衝撃吸収特性に優れた鋼板であるとしている。
【０００４】
また、特許文献３には、重量％で、C：:0.07〜0.14％、Si：0.9〜1.4％、Mn：1.0〜1.8％、P：0.04％以下、S：0.005％以下、Al：0.01〜0.1％、N：0.006％以下、Ca：0.001％以下を含有し、残部が実質的にFeからなる鋼スラブをオーステナイト単相域で仕上圧延後、Tc（℃）：450〜650℃の温度範囲で巻取り、フェライト単相の、または、フェライトに加えてパーライトおよびベイナイトのうち１種以上を含む熱延板とした後、｛Ac1＋20×(650−Tc)/200}〜{Ac3−20×(Tc−450)/200}(℃)の温度範囲に10秒以上保持した後、冷却速度10℃／s以上で300〜500℃の温度範囲まで冷却し、その温度範囲で20秒以上保持し、残留オーステナイトを3〜10％含有する鋼板とする高加工性高強度熱延鋼板の製造方法が提案されている。特許文献３に記載された技術では、熱処理の条件を熱間圧延時の巻取温度に連動させて、再加熱変態するオーステナイト分率を調整し、コイル内の材質変動を効果的に抑えるとしている。これにより、コイル全長および全幅にわたって材質均一性に優れた熱延鋼板が得られるとしている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特開2003−171735号公報
【特許文献２】特開2007−23339号公報
【特許文献３】特開2003−55716号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
通常、自動車部品のなかでも、大型の部品においては、部品の長手方向を鋼板の幅方向(圧延方向と直角)に合致させて、鋼板をブランクし、プレス成形して部品を作製している。このため、このような大型部品向の鋼板には、鋼板の幅方向での加工性のばらつきをさらに小さく抑制することが要求されている。
しかし、特許文献１、２に記載された技術では、鋼板の幅方向における残留オーステナイト占積率（体積割合）のばらつきや、残留オーステナイト中のC濃度のばらつきについての言及はなく、鋼板幅方向における加工性のばらつきを抑制するまでの配慮はなされていない。そのため、特許文献１、２に記載された技術では、自動車の大型部品用鋼板に要求されているばらつきの許容範囲を十分に満足できる鋼板とはなっていないという問題があった。
【０００７】
また、特許文献３に記載された技術では、熱間圧延時に生じたコイル内の材質変動を効果的に抑えることはできるが、熱処理時に生じるコイル内の材質変動までを十分に抑制するまでの配慮はなされていない。このため、特許文献３に記載された技術によっても、幅方向の加工性のばらつきが、自動車の大型部品用鋼板に要求されているばらつきの許容範囲内を十分に満足する鋼板とはなっていないという問題があった。
【０００８】
本発明は、かかる従来技術の問題を解決し、自動車部品向けとして広範囲に適用可能で、とくに大型の部品用として好適な、加工性に優れかつ鋼板の幅方向での加工性のばらつきが少ない、高強度熱延鋼板の製造方法および高強度熱延鋼板を提供することを目的とする。なお、ここでいう「高強度」とは、引張強さTSが590MPa以上である場合をいうものとする。また、ここでいう「加工性に優れた」とは、鋼板幅方向の平均で、均一伸びが19％以上で、歪量が10〜15％でのｎ値が0.17以上である場合をいうものとする。また、ここでいう「鋼板の幅方向での加工性のばらつきが少ない」とは、鋼板の幅方向で、均一伸びの標準偏差が2.0％以下、ｎ値の標準偏差が0.05以下である場合をいうものとする。なお、ばらつきを示す「標準偏差」は、次式で示される標本標準偏差で評価した値を用いるものとする。
【０００９】
【数１】
0006020407.tif 000002
【課題を解決するための手段】
【００１０】
本発明者らは、上記した目的を達成するために、まず、加工性に及ぼす各種要因について鋭意研究した。その結果、加工性、すなわち張出し成形性の評価指標である均一伸びを上昇させるためには、残留オーステナイトの体積率を適正化することが重要であり、歪量：10〜15％でのｎ値を上昇させるためには、残留オーステナイト中のC濃度を適正に制御する必要があることを知見した。
【００１１】
そして、さらに、熱延鋼板の幅方向での加工性のばらつきに及ぼす各種要因について鋭意研究した。その結果、鋼板の幅方向での加工性のばらつきは、従来からの知見である熱間圧延時の巻取温度ばらつきに起因する加工性のばらつきに加えて、熱処理（焼鈍処理）時の温度ばらつきによっても大きく影響されることを知見した。そして、熱処理（焼鈍処理）における加熱工程および冷却工程で鋼板幅方向の温度変化量（温度ばらつき）を小さくすることが、鋼板の幅方向での加工性のばらつきを小さくするために肝要であることから、とくに、冷却工程では、鋼板幅方向の温度変化量を小さくするために、冷却を二段冷却とし、とくに第二段冷却で第二段冷却開始温度から（第二段冷却開始温度−20℃）までの冷却速度を適切に制御することが最も重要であることを知見した。また、加熱工程においても鋼板幅方向の温度変化量（温度ばらつき）を小さくすることにより、とくに残留オーステナイト中のC濃度のばらつきを抑制でき、残留オーステナイトの安定性のばらつきが減少して、加工性のばらつきを低減できることを見出した。
【００１２】
本発明は、かかる知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨は次のとおりである。
（１）鋼素材に、熱間圧延を施し熱延板とする熱延工程と、該熱延板に酸洗処理を施す酸洗工程と、該酸洗処理を施された熱延板に加熱処理と冷却処理とからなる焼鈍を施す焼鈍工程と、を施して熱延鋼板とするにあたり、前記鋼素材を、mass％で、C：0.11％以上0.16％以下、Si：0.7％以上1.5％以下、Mn：1.0％以上2.0％以下、P：0.05％以下、S：0.005％以下、Al：0.05％以下を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼スラブとし、前記焼鈍工程における前記加熱処理を、加熱温度T0（℃）がAc1変態点以上でかつ次（１）式
0.0075×T0＋0.03×（％C＋％Mn−％Si）−5.5  ≦  0.8  ‥‥（１）
（ここで、T0：加熱温度(℃)、％C、％Mn、％Si：各元素の含有量（mass％））
を満足する温度で、該加熱温度T0の鋼板幅方向での温度変化量が27℃以下として加熱する処理とし、前記焼鈍工程における前記冷却処理を、第一段冷却と第二段冷却とからなる２段階の冷却とし、前記第一段冷却を、前記加熱処理後、直ちに平均冷却速度：15℃／ｓ以上で、350〜550℃である冷却停止温度T１まで冷却する処理とし、前記第二段冷却を、前記冷却停止温度T１から2℃／ｓ以下の平均冷却速度で、冷却停止温度：（T１−20℃）まで冷却し、該冷却停止温度±10℃の温度範囲で10s以上300s以下の保持を行う処理とし、前記熱延鋼板を、前記組成と、体積率で、80％以上のフェライト相を主相とし、第二相として残留オーステナイト相を、体積率で5.0％以上、幅方向での体積率の標準偏差が1％以下で含み、かつ、該残留オーステナイト相中のC濃度が1.00mass％以上、幅方向でのC濃度の標準偏差が0.50mass％以下である組織とを有し、均一伸びが19％以上、均一伸びの幅方向での標準偏差が2.0％以下で、歪量10〜15％でのｎ値が0.17以上、ｎ値の幅方向での標準偏差が0.05以下である、幅方向で加工性のばらつきが少なく、引張強さTS：590MPa以上を有する高強度熱延鋼板とすることを特徴とする加工性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
（２）（１）において、前記組成に加えてさらに、mass％で、Cu：0.01％以上0.1％以下、Ni：0.01％以上0.1％以下、Cr：0.01％以上0.5％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする高強度熱延鋼板の製造方法。
（３）（１）または（２）において、前記組成に加えてさらに、mass％で、Mo：0.01％以上0.1％以下、V：0.01％以上0.1％以下、Nb：0.01％以上0.03％以下、Ti：0.01％以上0.03％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする高強度熱延鋼板の製造方法。
（４）mass％で、C ：0.11％以上0.16％以下、Si：0.7％以上1.5％以下、Mn：1.0％以上2.0％以下、P ：0.05％以下、S ：0.005％以下、Al：0.05％以下を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、体積率で、80％以上のフェライト相を主相とし、第二相として残留オーステナイト相を、体積率で5.0％以上、幅方向での体積率の標準偏差が1％以下で含み、かつ該残留オーステナイト相中のC濃度が1.00mass％以上、幅方向でのC濃度の標準偏差が0.50mass％以下となる組織とを有し、引張強さTSが590MPa以上で、均一伸びが19％以上、均一伸びの幅方向での標準偏差が2.0％以下で、歪量10〜15％でのｎ値が0.17以上、ｎ値の幅方向での標準偏差が0.05以下である、幅方向の加工性のばらつきが少ないことを特徴とする加工性に優れた高強度熱延鋼板。
（５）（４）において、前記組成に加えてさらに、mass％で、Cu：0.01％以上0.1％以下、Ni：0.01％以上0.1％以下、Cr：0.01％以上0.5％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする高強度熱延鋼板。
（６）（４）または（５）において、前記組成に加えてさらに、mass％で、Mo：0.01％以上0.1％以下、V：0.01％以上0.1％以下、Nb：0.01％以上0.03％以下、Ti：0.01％以上0.03％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする高強度熱延鋼板。
【発明の効果】
【００１３】
本発明によれば、均一伸び、ｎ値で評価される張出し成形性、すなわち加工性に優れ、しかも鋼板幅方向における加工性のばらつきが少ない高強度熱延鋼板を容易にしかも安価に製造でき、産業上格段の効果を奏する。また、本発明鋼板を自動車用部品に適用した場合、プレス成形が容易であり、とくに自動車の大型部品において、プレス成形不良の低減に十分に寄与できるという効果もある。
【発明を実施するための形態】
【００１４】
本発明は、鋼素材に、熱間圧延を施し熱延板とする熱延工程と、該熱延板に加熱処理と冷却処理とからなる焼鈍を施す焼鈍工程と、を施して熱延焼鈍板とする熱延鋼板の製造方法である。
まず、使用する鋼素材（スラブ）の組成限定理由について説明する。以下、とくに断わらないかぎり、mass％は単に％で記す。
【００１５】
C：0.11％以上0.16％以下
Cは、鋼板の強度増加に寄与するとともに、残留オーステナイトの生成に有効に寄与する元素である。本発明では、所望の残留オーステナイト量を得るために、0.11％以上含有する必要がある。一方、0.16％を超えて含有すると、溶接性が著しく低下する。このため、Cは0.11％以上0.16％以下に限定した。なお、好ましくは、0.12％以上0.15％以下である。
【００１６】
Si：0.7％以上1.5％以下
Siは、固溶強化を介して、鋼板の強度増加に寄与する元素である。このような効果を得て、所望の引張強さ（TS：590MPa以上）を確保するためには、0.7％以上の含有を必要とする。一方、1.5％を超えて含有すると、スケールの生成が著しくなり、鋼板の表面性状が低下する。このため、Siは0.7％以上1.5％以下に限定した。なお、好ましくは、0.8％以上1.2％以下である。
【００１７】
Mn：1.0％以上2.0％以下
Mnは、固溶強化および焼入れ性向上を介して、鋼板の強度増加に寄与する元素である。このような効果を得て、所望の引張強さ（TS：590MPa以上）を確保するためには、1.0％以上の含有を必要とする。一方、2.0％を超えて含有すると溶接性が低下する。このため、Mnは1.0％以上2.0％以下に限定した。なお、好ましくは、1.1％以上1.5％以下である。
【００１８】
P：0.05％以下
Pは、固溶強化により鋼板の強度増加に寄与する元素である。このような効果を得るためには、0.005％以上含有することが望ましい。しかし、0.05％を超えて含有すると、Pが旧オーステナイト粒界に偏析し、低温靱性を低下させる。このため、Pは0.05％以下に限定した。なお、好ましくは、0.03％以下である。
【００１９】
S：0.005％以下
Sは、鋼中では主として硫化物系介在物として存在し、延性や熱間加工性に悪影響を及ぼす。このため、できるだけ低減することが望ましい。しかし、過度の低減は、生産性が低下して精錬コストを高騰させるため、0.0005％以上とすることが好ましい。一方、0.005％を超えて含有すると、旧オーステナイト粒界への偏析が顕著になり、また、MnSを形成し穴拡げ性の低下を招く。このため、Sは0.005％以下に限定した。なお、好ましくは0.004％以下である。
【００２０】
Al：0.05％以下
Alは、脱酸剤として作用し、鋼の清浄度向上に寄与する元素である。このような効果を得るためには、0.01％以上含有することが望ましい。一方、0.05％を超えて含有すると、酸化物系介在物が増加し、へゲ等の欠陥発生の原因となる。このため、Alは0.05％以下に限定した。なお、好ましくは0.04％以下である。
【００２１】
上記した成分が基本の成分であるが、基本成分に加えてさらに、選択元素として、Cu：0.01％以上0.1％以下、Ni：0.01％以上0.1％以下、Cr：0.01％以上0.5％以下のうちから選ばれた１種または２種以上、および／または、Mo：0.01％以上0.1％以下、V：0.01％以上0.1％以下、Nb：0.01％以上0.03％以下、Ti：0.01％以上0.03％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を、必要に応じて含有できる。
【００２２】
Cu：0.01％以上0.1％以下、Ni：0.01％以上0.1％以下、Cr：0.01％以上0.5％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
Cu、Ni、Crはいずれも、固溶強化を介して鋼板の強度増加に寄与する元素であり、必要に応じて選択して１種または２種以上を含有できる。このような効果を得るためには、Cu：0.01％以上、Ni：0.01％以上、Cr：0.01％以上、をそれぞれ含有することが好ましい。一方、Cu：0.1％を超えて含有すると、熱間加工性が低下する。また、Ni：0.1％、Cr：0.5％をそれぞれ超えて含有すると、焼入れ性が増加し生成するマルテンサイト量が増加し、加工性が低下する。このため、含有する場合には、Cu：0.01％以上0.1％以下、Ni：0.01％以上0.1％以下、Cr：0.01％以上0.5％以下に、それぞれ限定することが好ましい。
【００２３】
Mo：0.01％以上0.1％以下、V：0.01％以上0.1％以下、Nb：0.01％以上0.03％以下、Ti：0.01％以上0.03％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
Mo、V、Nb、Tiはいずれも、炭化物を形成し析出硬化により鋼板の強度増加に寄与する元素であり、必要に応じて選択して１種または２種以上を含有できる。このような効果を得るためには、Mo：0.01％以上、V：0.01％以上、Nb：0.01％以上、Ti：0.01％以上をそれぞれ含有することが好ましい。一方、Mo：0.1％、V：0.1％、Nb：0.03％、Ti：0.03％をそれぞれ超えて含有すると、強度が増加しすぎて、加工性が低下する。このため、含有する場合には、Mo：0.01％以上0.1％以下、V：0.01％以上0.1％以下、Nb：0.01％以上0.03％以下、Ti：0.01％以上0.03％以下に、それぞれ限定することが好ましい。
【００２４】
上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物からなる。なお、不可避的不純物としては、O：0.003％以下、N：0.007％以下が許容できる。また、Sn、Sbは0.05％以下であれば、含有してもよい。
上記した組成を有する鋼素材（鋼スラブ）の製造方法は、とくに限定する必要はないが、転炉、電気炉等の常用の溶製炉で上記した組成の溶鋼を溶製し、連続鋳造法等の常用の鋳造方法でスラブ等の鋼素材とすることが好ましい。なお、造塊−分塊圧延法を用いてもよいが、偏析を低減するためには、連続鋳造法を用いることが好ましい。
【００２５】
上記した組成の鋼素材（鋼スラブ）は、室温まで冷却した後、あるいは室温まで冷却することなく加熱炉に装入され、所定の加熱温度に再加熱されたのち、熱間圧延を施して熱延板とする熱延工程を施される。
熱間圧延のための加熱温度は、1100℃〜1300℃の範囲の温度とすることが好ましい。加熱温度が1100℃未満では、鋼素材の変形抵抗が高く、熱間圧延が困難になる場合がある。一方、1300℃を超えて高温となると、結晶粒が粗大化し、引張強さが低下する場合がある。このため、加熱温度は1100℃〜1300℃の範囲の温度とすることが好ましい。なお、熱延工程は、加熱炉に装入することなく高温のまま保熱して、熱間圧延を施す直送圧延としてもよい。
【００２６】
熱延工程では、上記した加熱温度に加熱された鋼素材に、粗圧延と仕上圧延とからなる熱間圧延を施す。粗圧延の圧延条件は特に限定する必要はない。また、仕上圧延の圧延終了温度（仕上圧延終了温度）は、850〜950℃の範囲の温度とすることが好ましい。仕上圧延終了温度が850℃未満では、圧延中にフェライトが生成し、伸展したフェライト相となり穴拡げ性の低下を招く場合がある。一方、仕上圧延終了温度が950℃を超えると、結晶粒が粗大化し、引張強さが低下する場合がある。このようなことから、仕上圧延終了温度は850〜950℃の範囲の温度に限定することが好ましい。
【００２７】
熱間圧延終了後、熱延板は巻取温度まで冷却されて、コイル状に巻き取られる。巻取温度は、720℃以下、好ましくは500℃以上とすることが好ましい。巻取温度が720℃を超えて高温となると、内部酸化層が著しく形成され、化成処理性および塗装後耐食性が劣化する場合がある。また、巻取温度が500℃未満では、フェライト粒が針状化し、伸びが低下する。このため、巻取温度は720℃以下、好ましくは500℃以上に限定することが好ましい。なお、より好ましくは600〜700℃である。
【００２８】
熱延工程を経て得られた熱延板は、酸洗工程を施され、ついで焼鈍工程を施される。
酸洗工程は、熱延板表面に生成したスケールを除去するために酸洗処理を行う工程であり、塩酸等を酸洗液として使用する常用の酸洗処理がいずれも適用できる。
酸洗処理を施された熱延板は、ついで焼鈍工程を施される。
本発明では、焼鈍工程は、残留オーステナイト量のばらつき（標準偏差）、残留オーステナイト中のC濃度のばらつき（標準偏差）を、小さくするために重要である。焼鈍工程は、加熱処理とその後の冷却処理とからなる。
【００２９】
加熱処理では、加熱温度T0を、Ac1変態点以上でかつ次（１）式
0.0075×T0＋0.03×（％C＋％Mn−％Si）−5.5  ≦  0.8  ‥‥（１）
（ここで、T0：加熱温度(℃)、％C、％Mn、％Si：各元素の含有量（mass％））
を満足する温度とし、かつ加熱温度T0の鋼板幅方向での温度変化量を27℃以下として加熱する。なお、加熱温度T0は、幅方向中央部での表面温度とする。なお、（１）式の左辺は、オーステナイト体積率に及ぼす成分、加熱温度の影響をThermo-Calc（登録商標：Thermo-Calc Software AB社製）による計算を行って求めたものである。
【００３０】
加熱温度T0がAc1変態点未満では、熱延工程で生成したセメンタイトが未固溶のまま残存し、所望の残留オーステナイト量を確保できなくなり、所望の均一伸びを確保できなくなる。このため、加熱温度T0はAc1変態点以上に限定した。
また、（１）式の左辺は、鋼成分（C、Si、Mn）に応じて加熱温度T0で存在するオーステナイトの割合を示す。すべてがオーステナイトである場合には1.0となる。加熱温度T0が（１）式を満足しない場合、すなわち、加熱温度T0を、（１）式の左辺値が0.8を超えるような温度にすると、加熱時に生成するオーステナイトが体積率で80％を超えて多くなる。そのため、冷却停止時の未変態オーステナイト量が多くなり、未変態オーステナイト中のC濃度が低下する。未変態オーステナイト中のC濃度が低下すると、オーステナイトの安定性が低下して、マルテンサイトや、残留オーステナイトを含有しないベイナイトに変態する。このために、所望の残留オーステナイト量を確保できず、所望の均一伸びが得られず、加工性が低下することになる。なお、加熱温度T0は、次式
0.0075×T0＋0.03×（％C＋％Mn−％Si）−5.5  ≦  0.6    ‥‥（１a）
を満足する温度以下とすることが好ましい。
【００３１】
さらに、本発明の加熱処理では、加熱温度T0を、鋼板幅方向中央位置で上記した条件を満足する温度としたうえで、さらに鋼板幅方向各位置での加熱温度のT0からの温度変化量を27℃以下に調整して加熱する。鋼板幅方向での温度変化量を27℃以下に調整する手段はとくに限定する必要はないが、例えば炉内の加熱ガスの対流を計算によりシミュレートして、加熱ガスの噴出口位置を調整することなどが例示できる。
【００３２】
鋼板幅方向各位置での加熱温度のT0からの温度変化量が、27℃を超えて大きくなると、加熱時に鋼板幅方向でオーステナイト体積率がばらつき、冷却後に鋼板幅方向で残留オーステナイト体積率がばらつき、鋼板幅方向での所望の残留オーステナイト体積率の標準偏差が得られず、均一伸びのばらつきが所望の標準偏差を超えるため、加工性が大きくばらつくことになる。なお、幅方向での温度変化は、好ましくは15℃以下である。
【００３３】
なお、この加熱温度の幅方向での温度変化量は、加熱時に生成するオーステナイト量の幅方向のばらつきを低く抑える必要があることから、決定される値である。
幅方向での最高温度または最低温度をTとし、幅方向中心位置での温度をT0とした場合に、幅方向中心位置の温度T0からの温度変化量は（T−T0）で表される。上記したように、加熱温度Tに加熱した時に生成するオーステナイト量は、次式
0.0075×T＋0.03×（％C＋％Mn−％Si）−5.5
で算出できる。したがって、温度Tに加熱された位置と温度T0に加熱された幅方向中心位置での生成オーステナイト量の差は、|0.0075×(T−T0)|となる。残留オーステナイト量の幅方向でのばらつきを所望の標準偏差内とするためには、加熱時に生成するオーステナイト量の幅方向でのばらつきを体積率で20％以下としてC濃化を促進させておく必要がある。すなわち、|0.0075×(T−T0)|≦0.2  を満足する必要がある。このことから、幅方向の温度ばらつきT−T0は、絶対値で
｜T−T0｜  ≦  27
を満足することを必要とすることになる。
【００３４】
加熱処理後に、冷却処理を施す。冷却処理は、第一段冷却と第二段冷却とからなる２段階の冷却とする。
第一段冷却は、加熱処理後、直ちに平均冷却速度：15℃／ｓ以上で、350〜550℃である冷却停止温度T１まで冷却する処理とする。ここでいう「直ちに」は加熱処理終了後10ｓ以下である場合をいう。なお、冷却停止温度T１は、鋼板幅方向の中央位置での値とする。
【００３５】
第一段冷却における平均冷却速度が15℃／ｓ未満では、冷却中にパーライトが生成し、残留オーステナイト体積率が低下する。このため、第一段冷却における冷却停止温度T１までの平均冷却速度は15℃／ｓ以上に限定した。なお、好ましくは、20℃／ｓ以上である。
また、第一段冷却の冷却停止温度T１が350℃未満では、マルテンサイト分率が上昇し、穴拡げ性が低下する。一方、第一段冷却の冷却停止温度T1が550℃を超えて高くなると、パーライトが生成し、残留オーステナイト体積率が低下する。このため、第１段冷却の冷却停止温度T1は350℃以上550℃以下に限定した。なお、好ましくは、370℃以上500℃以下である。
【００３６】
第二段冷却は、第一段の冷却停止温度T１から2℃／ｓ以下の平均冷却速度で、冷却停止温度：（T１−20℃）まで冷却し、該冷却停止温度±10℃の温度範囲で10s以上300s以下の保持を行う処理とする。
第一段の冷却停止温度T1から第二段冷却の冷却停止温度：（T１−20℃）までの冷却速度を制御することは、幅方向における残留オーステナイト中のC濃度のばらつきを小さくするために重要である。なお、第二段冷却の冷却停止温度：（T１−20℃）は、鋼板幅方向の中央位置での値とする。
【００３７】
第二段冷却の平均冷却速度が2℃／ｓを超えて大きくなると、第一段冷却によって生じた幅方向の温度ばらつきが解消されず、所望とする残留オーステナイト中のC濃度の標準偏差以上に残留オーステナイト中のC濃度ばらつきが生じ、所望のｎ値の標準偏差が得られない。このため、第二段冷却の平均冷却速度は2℃／ｓ以下に限定した。なお、好ましくは1.5℃／ｓ以下である。また、オーステナイト中へのC濃化は、鋼板温度に大きく影響を受けるため、鋼板幅方向での残留オーステナイト中のC濃度のばらつきを小さくするためには、冷却中での鋼板幅方向の温度変化量を小さくすることが重要である。冷却速度が低下するに伴い、幅方向での温度ばらつきは解消されるが、生産性の観点から、0.1℃／ｓ以上とすることが好ましい。なお、冷却速度の調整手段はとくに限定されないが、炉内に誘導加熱帯（誘導加熱装置）や冷却ガス噴射装置を設置して行うことが好ましい。
【００３８】
第二段冷却では、さらに、冷却停止温度（T１−20℃）を中心とした±10℃の温度範囲で10ｓ以上300ｓ以下の保持を行う。冷却停止温度（T１−20℃）±10℃の温度範囲で保持することにより、残留オーステナイトへのC濃化が進行する。保持時間が10ｓ未満では、残留オーステナイトへのC濃化が不十分となり、1.00mass％以上という所望の残留オーステナイト中のC濃度を確保できなくなるため、加工性が低下する。一方、300ｓを超えて長時間となると、残留オーステナイト中からセメンタイトが析出し、残留オーステナイト体積率が低下し、所望のｎ値を確保できなくなる。このようなことから、冷却停止温度（T１−20℃）±10℃の温度範囲での保持時間を10ｓ以上300ｓ以下に限定した。なお、好ましくは20ｓ以上250ｓ以下である。
【００３９】
上記した製造方法で製造された熱延鋼板は、上記した組成を有し、体積率で、80％以上のフェライト相を主相とし、第二相として主として体積率で5.0％以上の残留オーステナイト相を含む組織を有する。ここでいう「主相」とは体積率で80％以上である相をいうものとする。第二相は、残留オーステナイト相以外に、ベイナイト相、マルテンサイト相および炭化物を、合計で体積率で5％以下であれば、許容できる。
【００４０】
フェライト相：体積率で80％以上
フェライト相が80％未満では、フェライト以外の第二相の分率が高くなりすぎて、強度が高くなり、所望の均一伸びを確保できなくなる。このため、フェライト相は体積率で80％以上に限定した。なお、フェライト相が95％を超えて多くなると、残留オーステナイトの体積率が低下し、所望のｎ値を確保できなくなり、加工性が低下する。このようなことから、フェライト相は体積率で95％以下とすることが好ましい。なお、上記したフェライト相の体積率は幅方向での平均値で定義するものとする。
【００４１】
第二相として含まれる残留オーステナイト相は、体積率で5.0％以上、幅方向での体積率の標準偏差が１％以下と、幅方向でのばらつきの少ない状態で含まれる。さらに、残留オーステナイト相は、相中のC濃度が1.00mass％以上、幅方向でのC濃度の標準偏差が0.50mass％以下である相とする。なお、上記した残留オーステナイト相の体積率、C濃度は、幅方向での平均値で定義するものとする。残留オーステナイト相の体積率、C濃度の測定は少なくとも幅方向中央、および両端部から30mm、50mm、70mmの７箇所以上で行うものとする。
【００４２】
残留オーステナイト相：体積率で5％以上
第二相としての残留オーステナイト相は、均一伸びに大きく影響する相で、残留オーステナイトの体積率と均一伸びは正の相関関係を有し、本発明では重要な相である。第二相としての残留オーステナイト相が、体積率で5％未満では、所望の均一伸びを確保できない。このため、残留オーステナイト相は体積率で5％以上に限定した。なお、残留オーステナイトの体積率の上昇に伴い、均一伸びが上昇するため、張り出し成形性向上の観点からは残留オーステナイト相の体積率の上限はとくに限定しない。しかし、残留オーステナイト相の体積率が多くなりすぎると、フランジなどの打抜き加工部近傍では残留オーステナイト相がマルテンサイト相に変態し、マイクロボイドを発生させて、穴拡げ性を低下させる場合があり、残留オーステナイトの体積率は15％以下に限定することが好ましい。
【００４３】
残留オーステナイト相：幅方向での体積率の標準偏差が1.0％以下
幅方向での残留オーステナイト相の体積率が標準偏差で1.0％を超えてばらつきが大きくなると、幅方向での均一伸びの標準偏差が1.0％を超え、均一伸びの幅方向のばらつきが大きくなり、所望の均一伸びのばらつき（標準偏差）を確保できなくなる。このため、幅方向での残留オーステナイト相の体積率は標準偏差で1％以下に限定した。
【００４４】
残留オーステナイト相中のC濃度：1.00mass％以上、
残留オーステナイト相中のC濃度は、歪量：10〜15％でのｎ値に大きく影響し、本発明において非常に重要な要因である。残留オーステナイトは、鋼板に付加された歪によって、マルテンサイトに変態する。残留オーステナイト相中のC濃度が上昇するに伴い、付加歪に対する残留オーステナイト相の安定度が向上し、低歪量ではマルテンサイトに変態しなくなる。残留オーステナイト相中のC濃度が1.00mass％未満では、低い歪量でもマルテンサイトに変態するため、ｎ値の上昇に寄与しない。このため、残留オーステナイト相中のC濃度は、1.00mass％以上に限定した。なお、残留オーステナイト中のC濃度は高いほど良いとされるが、実操業上制御可能な上限は、1.8mass％程度である。
【００４５】
残留オーステナイト相中のC濃度：幅方向での標準偏差が0.50mass％以下
幅方向でのC濃度の標準偏差が、0.50mass％を超えて大きくなると、幅方向で残留オーステナイトの安定性にばらつきが生じ、ｎ値の標準偏差が0.05を超え、加工性にばらつきが生じる。このため、残留オーステナイト中のC濃度の幅方向での標準偏差は、0.50mass％以下に限定した。
【００４６】
上記した製造方法で製造され、上記した組成と上記した組織を有する熱延鋼板は、鋼板幅方向の少なくとも７箇所以上で測定し、引張強さTSが590MPa以上で、均一伸びが平均値で19％以上、幅方向での標準偏差が2.0％以下であり、さらに歪量10〜15％でのｎ値が平均値で0.17以上、幅方向での標準偏差が0.05以下である、幅方向の加工性のばらつきが少ないことを特徴とする加工性に優れた高強度熱延鋼板である。
【００４７】
以下、さらに実施例に基づいて本発明について説明する。
【実施例】
【００４８】
表１に示す組成の溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法でスラブ（鋼素材：肉厚260mm）とした。得られたスラブに、1200℃に加熱し仕上圧延終了温度：890℃とする熱間圧延を施し巻取温度：600℃で巻取る熱延工程を施し、熱延板（1.8mm厚×1030mm幅）を得た。得られた熱延板に、酸洗処理を施したのち、連続焼鈍設備で、表２に示す条件で加熱処理と冷却処理とからなる焼鈍を施し、熱延鋼板（熱延焼鈍板）とした。
【００４９】
なお、加熱処理は、鋼板中央位置温度が表面温度でT0となるように加熱した。加熱時に、幅中央位置の温度T0および幅方向各位置（鋼板のエッジ端から30mm、50mm、70mm）の温度Tを測定し、幅方向各位置の温度のうち、最高温度または最低温度Tを求め、T0からの温度変化量T−T0を算出した。なお、加熱温度T0が（１）式に適合するか不適合かを表２に記載した。また、Ac1変態点は、次式を用いて算出した。
Ac1(℃)=723＋29.1(Si)−10.7(Mn)−16.9(Ni)＋16.9(Cr)＋6.38(W)＋290(As)
（ここで、Si、Mn、Ni、Cr、W、As：各元素の含有量（mass％））
なお、上記式を計算する際には含有しない元素は、零として計算した。
なお、冷却処理は、第一段冷却と第二段冷却とからなる冷却とした。第一段冷却は、加熱処理後直ちに（10ｓ以内に）、平均冷却速度CR１で冷却停止温度T１まで冷却する処理とした。また、第二段冷却は、第一段冷却の冷却停止温度T１から第二段冷却の冷却停止温度（T１−20℃）までを平均冷却速度CR２で冷却し、第二段冷却の冷却停止温度（T１−20℃）±10℃の温度範囲でｔ２間保持する処理とした。
【００５０】
得られた熱延鋼板の先端から長手方向に50mの位置で、幅方向中央位置、鋼板エッジ端から30mm、50mm、70mmの各位置から試験片を採取し、組織観察、引張試験、ｎ値測定試験を実施した。試験方法は次のとおりである。
【００５１】
（１）組織観察
得られた熱延鋼板の幅方向各位置から、組織観察用試験片を採取した。試験片の圧延方向に平行な断面を研磨し、3vol％ナイタール液で腐食し、ミクロ組織を現出した。得られたミクロ組織について走査型電子顕微鏡（倍率2000倍）を用いて観察し、少なくとも５視野以上について撮像した。得られた組織写真（５枚）について、フェライト相、ベイナイト相、マルテンサイト相の識別を行った。そして、画像解析により、任意に設定した50μm×50μm四方の正方形領域内に存在する各相の占有面積を求め、その鋼板の各相の体積率とした。なお、ベイナイト相は、フェライト（またはベイニティックフェライト）中または界面に炭化物が生成した相とした。マルテンサイト相は、走査型電子顕微鏡観察により、比較的平滑な表面を有し塊状として観察される組織、または自己焼戻しにより生成した炭化物を含む相とした。
【００５２】
なお、得られた熱延鋼板の幅方向各位置から試験片を採取し、板厚１／４面まで研削、研磨し、該板厚１／４面を回折面として、X線回折強度を求め、残留オーステナイト相の体積率を算出した。入射Ｘ線としてはMo kα線を使用し、オーステナイト相の{200}、{220}、{311}面とフェライト相の{200}、{211}面のピークの積分強度のすべての組み合わせについて強度比を求め、これらの平均値を残留オーステナイト相の体積率とした。
【００５３】
また、残留オーステナイト相中のC濃度（Cγ：mass％)は、次式
ａ＝3.580＋0.033×Cγ
を用いて算出した。ここで、格子定数a(Å)は、X線回折により得られた残留オーステナイト相（FCC鉄）の回折面{200}、{220}、{311}から求めた格子定数の平均値をa(Å)を使用した。
得られた測定値から、幅方向での平均値を算出した。なお、残留オーステナイト相の体積率、残留オーステナイト相中のC濃度については標準偏差も算出した。
【００５４】
（２）引張試験
得られた熱延鋼板の幅方向各位置から、試験片長手方向が圧延方向となるようにJIS 5号試験片を採取した。JIS Z 2241の規定に準拠して引張試験を実施し、引張特性（引張強さTS、均一伸びuEl）を求めた。得られた測定値から、幅方向での平均値を算出した。
【００５５】
（３）ｎ値測定試験
得られた熱延鋼板の幅方向各位置から、試験片長手方向が圧延方向となるようにJIS 5号試験片を採取し、引張試験を実施して、JIS Z 2253の規定に準拠してｎ値を算出した。なお、歪量は均一伸びの範囲内の10％から15％とした。得られた測定値から、幅方向での平均値、および標準偏差を算出した。
【００５６】
得られた結果を表３に示す。
【００５７】
【表１】
0006020407.tif 000003
【００５８】
【表２】
0006020407.tif 000004
【００５９】
【表３】
0006020407.tif 000005
【００６０】
本発明例はいずれも、引張強さ：590MPa以上、均一伸び：19.0％以上、歪量が10％から15％でのｎ値：0.17以上と、高強度でかつ、均一伸び、ｎ値がともに高く、加工性に優れた熱延鋼板となっている。しかも本発明例では、均一伸びの幅方向の標準偏差が2.0％以下、ｎ値の幅方向での標準偏差が0.05以下と、均一伸び、ｎ値の幅方向でのばらつきが小さく、幅方向での加工性のばらつきが小さい高強度熱延鋼板となっている。一方、本発明の範囲を外れる比較例は、所望の高強度が確保できていないか、所望の高い均一伸びが確保できていないか、所望の高いｎ値が確保できていないか、あるいは均一伸びの幅方向での標準偏差が所望の範囲を大きく外れているか、ｎ値の幅方向での標準偏差が所望の範囲を大きく外れているか、している。