热轧钢板、全硬冷轧钢板和热轧钢板的制造方法
阅读：3发布：2020-10-28
专利汇可以提供热轧钢板、全硬冷轧钢板和热轧钢板的制造方法专利检索，专利查询，专利分析的服务。并且本 发明 提供用于制造高强度、并且板厚变动小的全硬 冷轧 钢 板的 热轧 钢板，该热轧钢板的制造方法，使用该热轧钢板制造而成的全硬冷轧钢板。上述热轧钢板具有如下成分组成和钢组织，上述成分组成以 质量 ％计，含有C：0.06％～0.18％、Si：小于0.3％、Mn：1.8％～3.2％、P：0.03％以下、S：0.005％以下、Al：0.08％以下、N：0.0010％～0.0070％，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，上述钢组织中， 铁 素体晶粒的平均长径比为3.0以上。，下面是热轧钢板、全硬冷轧钢板和热轧钢板的制造方法专利的具体信息内容。
1.一种热轧钢板，具有的如下成分组成和钢组织，
所述成分组成以质量％计，含有C：0.06％～0.18％、Si：小于0.3％、Mn：1.8％～3.2％、P：0.03％以下、S：0.005％以下、Al：0.08％以下、N：0.0010％～0.0070％，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，
所述钢组织中，铁素体晶粒的平均长径比为3.0以上，作为第一相的铁素体的面积率为
40％～70％，作为第二相的珠光体相、贝氏体相和马氏体相的合计面积率为30％～70％，由下述方法测定的铁素体相和第二相的面积率的标准偏差分别在10％以下，
测定方法：
首先，从长度约1000m的热轧钢板中在钢板长边方向以50m间隔从宽度方向中央位置采取20个样品，接着，将各样品的观察视场数设为10，在各视场观察钢组织，算出铁素体相的面积率在10个视场中的平均值、第二相的合计面积率在10个视场中的平均值，其后，算出20个样品中的铁素体相的面积率的平均值、第二相的平均值，将该平均值作为铁素体相的面积率、马氏体相的面积率，另外，由10个视场×20个样品即合计200个的面积率的结果算出标准偏差。
2.根据权利要求1所述的热轧钢板，其中，所述成分组成以质量％计进一步含有Ti：
0.005％～0.060％、V：0.001％～0.3％、W：0.001％～0.2％、Hf：0.001％～0.3％、Nb：
0.001％～0.08％、Cu：0.001％～0.1％中的1种或2种以上。
3.根据权利要求1或2所述的热轧钢板，其中，所述成分组成以质量％计进一步含有Cr：
0.001％～0.8％、Ni：0.001％～0.5％、Mo：0.001％～0.5％、B：0.0001％～0.0030％中的1种或2种以上。
4.根据权利要求1或2所述的热轧钢板，其中，所述成分组成以质量％计进一步含有合计0.0002％～0.01％的REM、Mg、Ca、Sb中的1种或2种以上。
5.根据权利要求3所述的热轧钢板，其中，所述成分组成以质量％计进一步含有合计
0.0002％～0.01％的REM、Mg、Ca、Sb中的1种或2种以上。
6.根据权利要求1或2所述的热轧钢板，其中，由下述方法测定的屈服强度的最大值与最小值之差为35MPa以下，
由下述方法测定的加工硬化指数的最大值与最小值之差为0.015以下，
测定方法：
从长度1000m的热轧钢板沿长边方向每50m从宽度方向中央采取20个样品，测定该20个样品的屈服强度和加工硬化指数。
7.根据权利要求3所述的热轧钢板，其中，由下述方法测定的屈服强度的最大值与最小值之差为35MPa以下，
由下述方法测定的加工硬化指数的最大值与最小值之差为0.015以下，
测定方法：
从长度1000m的热轧钢板沿长边方向每50m从宽度方向中央采取20个样品，测定该20个样品的屈服强度和加工硬化指数。
8.根据权利要求4所述的热轧钢板，其中，由下述方法测定的屈服强度的最大值与最小值之差为35MPa以下，
由下述方法测定的加工硬化指数的最大值与最小值之差为0.015以下，
测定方法：
从长度1000m的热轧钢板沿长边方向每50m从宽度方向中央采取20个样品，测定该20个样品的屈服强度和加工硬化指数。
9.根据权利要求5所述的热轧钢板，其中，由下述方法测定的屈服强度的最大值与最小值之差为35MPa以下，
由下述方法测定的加工硬化指数的最大值与最小值之差为0.015以下，
测定方法：
从长度1000m的热轧钢板沿长边方向每50m从宽度方向中央采取20个样品，测定该20个样品的屈服强度和加工硬化指数。
10.一种全硬冷轧钢板，是对权利要求1～9中任一项所述的热轧钢板进行冷轧而成的，由下述方法测定的板厚的最大值与最小值之差为50μm以下，该板厚的标准偏差为20μm以下，
测定方法：
从长度1000m的热轧钢板沿长边方向每50m从宽度方向中央采取20个样品，测定该20个样品的板厚。
11.一种热轧钢板的制造方法，包含如下步骤：
将具有权利要求1～5中任一项所述的成分组成的钢坯材在1000℃～1300℃加热，实施粗轧，其中，使从粗轧开始到结束的压下率为80％～92％，使粗轧的轧制间隔时间为5秒～30秒，
实施精轧，其中，使从精轧的最终道次数4道次前的压下到最终道次之间的时间和压下率分别为5秒以下和40％以上，使终轧温度为800℃～920℃，
在从精轧结束起3.0秒以内开始平均冷却速度为30℃/s以上的强制冷却，使由下述方法测定的卷取温度为500℃～720℃，使该卷取温度的标准偏差为30℃以内而进行卷取，测定方法：
从长度1000m的热轧钢板沿长边方向每50m在宽度方向中央的20处测定位置测定卷取温度。
热轧钢板、全硬冷轧钢板和热轧钢板的制造方法
技术领域
[0001] 本发明涉及热轧钢板、热轧钢板的制造方法以及使用该热轧钢板制造而成的全硬冷轧钢板。
背景技术
[0002] 近年来，从保护地球环境的观点考虑，出于限制CO2排放量的目的，汽车业界整体上希望改善汽车油耗。在改善汽车油耗方面，因使用部件的薄壁化所带来的汽车的轻量化是最有效的，因此，近年来，作为汽车部件用材料的高强度钢板的使用量不断增加。另一方面，一般随着钢板的高强度化而冷轧时的板厚变动变大。由此，生产线内的板断裂的危险性高，生产率明显降低。此外，在成型为汽车部件时，，因板厚变动而导致形状冻结性降低，因咬模而模具损伤。因此，在使汽车部件等轻量化的方面，要求不仅高强度还兼具良好的形状性的冷轧钢板。这里，良好的形状性表示板厚变动小。
[0004] 例如，在专利文献1中提出了一种轧机的板厚控制方法，其特征在于，在轧机的板厚控制方法中，利用轧制结束后的测定板厚与目标板厚的偏差进行板厚控制时，使板厚在公差内时的控制增益小于板厚在公差外时的控制增益。
[0005] 专利文献2中得到了冷轧后的板厚变动小的冷轧高张力钢板用热轧钢带，其特征在于，钢带以质量％计，含有C：0.05～0.22％、Si：0.3～2.0％、Mn：1.3～3.2％、P：0.025％以下、S：0.015％以下、Al：0.08％以下，热轧卷材的距尾端至少200m以下的范围为贝氏体主体的组织，组织中的珠光体分率为15％以下，珠光体分率的长边方向的变动(最大值－最小值)为10％以下。
[0006] 现有技术文献
[0007] 专利文献
[0008] 专利文献1：日本特开2012-110939号公报
[0009] 专利文献2：日本特开2007-111708号公报
发明内容
[0010] 然而，在专利文献1所提出的技术中抑制卷材的前端部分的板厚变动极其困难，无法制造在钢板长边方向整面的板厚变动小的卷材。
[0011] 另外，在专利文献2所提出的技术中，为了控制专利文献2中记载的由(1)式确定的L值，需要加进强制冷却速度和转变放热的影响的高精度管理。但是，在输出辊道上难以进行温度控制，因此难以实施，利用专利文献2的技术，也难以兼得高强度和良好的形状性。
[0012] 本发明是为了解决上述课题而进行的，其目的在于提供用于制造高强度、并且板厚变动小的全硬冷轧钢板的热轧钢板，该热轧钢板的制造方法，使用该热轧钢板制造而成的全硬冷轧钢板。
[0013] 本发明人等对于用于得到板厚变动小的全硬冷轧钢板的要件进行了深入研究。其结果发现通过对热轧钢板的钢组织中的铁素体晶粒的形状进行控制，从而得到相对于钢板长边方向机械性能变动小的钢板，由此在冷轧时得到稳定的冷轧率。
[0014] 另外，发现随着铁素体晶粒的平均长径比上升，冷轧时的钢板面内的加工硬化的变动变小，因冷轧所致的晶粒的旋转进一步变小，能够抑制降低形状的空隙生成。
[0015] 另外，判明铁素体晶粒的形状特别是因热轧工序的粗轧和精轧的轧制方法而大大不同，因此需要对热轧工序进行严格管理。而且，对铁素体晶粒的形状与热轧工序条件的关系进行详查，结果发现随着未进行再结晶的加工奥氏体的加工程度的增大，由其转变的铁素体晶粒的平均长径比变大。
[0016] 本发明是基于上述见解而完成的，其要旨如下。
[0017] [1]一种热轧钢板，具有如下成分组成和钢组织，所述成分组成以质量％计，含有C：0.06％～0.18％、Si：小于0.3％、Mn：1.8％～3.2％、P：0.03％以下、S：0.005％以下、Al：0.08％以下、N：0.0010％～0.0070％，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，所述钢组织中，铁素体晶粒的平均长径比为3.0以上。
[0018] [2]根据[1]所述的热轧钢板，其中，所述成分组成以质量％计进一步含有Ti：0.005％～0.060％、V：0.001％～0.3％、W：0.001％～0.2％、Hf：0.001％～0.3％、Nb：
0.001％～0.08％、Cu：0.001％～0.1％中的1种或2种以上。
0.001％～0.08％、Cu：0.001％～0.1％中的1种或2种以上。
[0019] [3]根据[1]或[2]所述的热轧钢板，其中，，所述成分组成以质量％计进一步含有Cr：0.001％～0.8％、Ni：0.001％～0.5％、Mo：0.001％～0.5％、B：0.0001％～0.0030％中的1种或2种以上。
[0020] [4]根据[1]～[3]中任一项所述的热轧钢板，其中，所述成分组成以质量％计，进一步含有合计0.0002％～0.01％的REM、Mg、Ca、Sb中的1种或2种以上。
[0021] [5]根据[1]～[4]中任一项所述的热轧钢板，其中，由下述方法测定的屈服强度的最大值与最小值之差为35MPa以下，由下述方法测定的加工硬化指数的最大值与最小值之差为0.015以下。
[0022] (测定方法)
[0023] 从长度1000m的热轧钢板中沿长边方向每50m从宽度方向中央采取20个样品，对该20个样品的屈服强度和加工硬化指数进行测定。
[0024] [6]一种全硬冷轧钢板，是对[1]～[5]中任一项所述的热轧钢板进行冷轧而成的，[0025] 由下述方法测定的板厚的最大值与最小值之差为50μm以下，该板厚的标准偏差为20μm以下。
[0026] (测定方法)
[0027] 从长度1000m的热轧钢板中沿长边方向每50m从宽度方向中央采取20个样品，测定该20个的样品的板厚。
[0028] [7]一种热轧钢板的制造方法，包含如下工序：将具有[1]～[4]中任一项所述的成分组成的钢坯材在1000℃～1300℃加热；实施粗轧，其中，使从粗轧开始到结束的压下率为80％～92％，使粗轧的轧制间隔时间为5秒～30秒；实施精轧，其中，使从精轧的最终道次数
4道次前的压下到最终道次之间的时间和压下率分别为5秒以下和40％以上，使终轧温度为
800℃～920℃；在精轧结束3.0秒以内开始平均冷却速度为30℃/s以上的强制冷却，使由下述方法测定的卷取温度为500℃～720℃，使该卷取温度的标准偏差为30℃以内而进行卷取。
4道次前的压下到最终道次之间的时间和压下率分别为5秒以下和40％以上，使终轧温度为
800℃～920℃；在精轧结束3.0秒以内开始平均冷却速度为30℃/s以上的强制冷却，使由下述方法测定的卷取温度为500℃～720℃，使该卷取温度的标准偏差为30℃以内而进行卷取。
[0029] (测定方法)
[0030] 从长度1000m的热轧钢板在长边方向每50m、宽度方向中央的20处测定位置测定卷取温度。
[0031] 如果使用本发明的热轧钢板，则得到适用于汽车的结构部件等用途的具有良好的形状性和高强度的全硬冷轧钢板。根据本发明，能够提高汽车部件的轻量化或其可靠性。
具体实施方式
[0032] 以下，对本发明的实施方式进行说明。应予说明，，本发明不限定于以下实施方式。
[0033] ＜热轧钢板＞
[0034] 本发明的热轧钢板具有特定的成分组成和特定的钢组织。以下，对本发明的热轧钢板，按成分组成、钢组织的顺序进行说明。
[0035] 成分组成
[0036] 本发明的热轧钢板以质量％计，含有C：0.06％～0.18％、Si：小于0.3％、Mn：1.8％～3.2％、P：0.03％以下、S：0.005％以下、Al：0.08％以下、N：0.0010％～0.0070％。在以下的成分组成的说明中，表示成分含量的“％”表示“质量％”。
[0037] C：0.06％～0.18％
[0038] C具有抑制热轧中的再结晶的效果。为了得到该效果，需要含有0.06％以上的C。另一方面，如果C含量超过0.18％，则生成过量的珠光体，马氏体硬度上升，因而成为钢板长边方向的机械性能变动的重要因素。因此，C含量为0.06％～0.18％。对于下限，优选的C含量为0.07％以上，对于上限，优选的C含量为0.17％以下。
[0039] Si：小于0.3％
[0040] Si为容易生成铁素体的元素，具有提高从奥氏体向铁素体的转变温度的效果。如果含有0.3％以上的Si，则在精轧后的冷却过程的高温区域开始铁素体转变。在高温区域生成的铁素体晶粒接近等轴而使冷轧时的形状恶化。因此，Si含量小于0.3％。优选的Si含量为0.25％以下。下限没有特别限定，但存在0.01％的Si不可避免地混入钢中的情况。
[0041] Mn：1.8％～3.2％
[0042] Mn使从奥氏体向铁素体转变的转变点降低，抑制等轴铁素体晶粒的生成。另外，Mn因为阻碍热轧工序中的再结晶，所以容易得到加工奥氏体。因此，需要含有1.8％以上的Mn。另一方面，，如果Mn含量超过3.2％，则在卷取后生成马氏体，无法避免因卷取中的钢板长边方向的冷却速度不同而引起的马氏体分率的变动。由此，，Mn含量的范围为1.8％～3.2％。
对于下限，优选的Mn含量为1.9％以上，对于上限，优选的Mn含量为3.0％以下。
对于下限，优选的Mn含量为1.9％以上，对于上限，优选的Mn含量为3.0％以下。
[0043] P：0.03％以下
[0044] P由于偏析于晶界而在冷轧时生成由偏析引起的的空隙。因生成空隙而使冷轧时的形状恶化，因此优选P含量尽量降低。本发明中可以容许P含量为0.03％以下。优选的P含量为0.02％以下。优选P含量尽量降低，但在制造上，存在不可避免地混入0.001％的情况。
[0045] S：0.005％以下
[0046] S在钢中以MnS等夹杂物的形式而存在。该夹杂物的刚性与基体明显不同，因此冷轧时在基体与MnS的界面生成空隙，，将热轧钢板冷轧而得到的全硬冷轧钢板的板厚变动变大。因此，本发明中，优选S含量尽量降低，为0.005％以下。优选的S含量为0.003％以下。优选S含量尽量降低，但在制造上，有时不可避免地混入0.0001％。
[0047] Al：0.08％以下
[0048] 在炼钢阶段添加Al作为脱氧剂时，优选含有0.02％以上的Al。另一方面，如果Al含量超过0.08％，则受氧化铝等夹杂物的影响而在冷轧时生成空隙，冷轧时的形状恶化。因此，Al含量为0.08％以下。优选的Al含量为0.07％以下。
[0049] N：0.0010％～0.0070％
[0050] N与Ti结合成Ti系氮化物而析出。该Ti系氮化物阻碍奥氏体的再结晶而有助于加工奥氏体生成。为了得到该效果，至少需要含有0.0010％以上的N。另一方面，如果N含量超过0.0070％，则不仅上述效果饱和，而且因Ti系氮化物而在冷轧时生成空隙，从而全硬冷轧钢板的厚度变动变大。对下限，优选的N含量为0.0020％以上，对上限，优选的N含量为0.0060％以下。应予说明，即便生成Ti系氮化物也能够得到本发明的效果，但优选按后述的含量含有Ti而生成Ti系氮化物。
[0051] 本发明的热轧钢板的成分组成以质量％计，进一步含有Ti：0.005％～0.060％、V：0.001％～0.3％、W：0.001％～0.2％、Hf：0.001％～0.3％、Nb：0.001％～0.08％、Cu：
0.001％～0.1％中的1种或2种以上作为任意成分。
0.001％～0.1％中的1种或2种以上作为任意成分。
[0052] Ti：0.005％～0.060％
[0053] 如上所述，Ti与N结合生成氮化物。为了该生成，需要使Ti含量为0.005％以上。另一方面，如果Ti含量超过0.060％，则结合的N量不足，因而得不到因氮化物所致的加工奥氏体生成效果。因此，Ti含量的范围为0.005％～0.060％。对下限，优选的Ti含量为0.010％以上，对上限，优选的Ti含量为0.055％以下。
[0054] V：0.001％～0.3％，
[0055] V是由于主要以析出物的形式微细地分散而有助于钢板的高强度化的元素。另一方面，过量含有V时，在板坯加热时V不熔解而以粗大的碳化物的形式残留，或者在热轧卷取时粒子生长得粗大而在冷轧时成为空隙生成的重要因素。因此，为了得到上述效果，V含量为0.001％～0.3％。
[0056] W：0.001％～0.2％
[0057] W是由于主要以析出物的形式微细地分散而有助于钢板的高强度化的元素。另一方面，过量含有W时，在板坯加热时W不熔解而以粗大的碳化物的形式残留，或者在热轧卷取时粒子生长得粗大而在冷轧时成为空隙生成的重要因素。因此，为了得到上述效果，W含量为0.001％～0.2％。
[0058] Hf：0.001％～0.3％
[0059] Hf是由于主要以析出物的形式微细地分散而有助于钢板的高强度化的元素。另一方面，过量含有Hf时，在板坯加热时Hf不熔解而以粗大的碳化物的形式残留，或者在热轧卷取时粒子生长得粗大而在冷轧时成为空隙生成的重要因素。因此，为了得到上述效果，Hf含量为0.001％～0.3％。
[0060] Nb：0.001％～0.08％
[0061] Nb是由于主要以析出物的形式微细地分散而有助于钢板的高强度化的元素。另一方面，过量含有Nb时，在板坯加热时Nb不熔解而以粗大的碳化物的形式残留，或者在热轧卷取时粒子生长得粗大而在冷轧时成为空隙生成的重要因素。因此，为了得到该效果，Nb含量为0.001％～0.08％。
[0062] Cu：0.001％～0.1％
[0063] Cu是由于主要以析出物的形式微细地分散而有助于钢板的高强度化的元素。另一方面，过量含有Cu时，成为产生由Cu引起的缺陷的原因。本发明中可以容许为0.1％以下。从以上观点考虑，Cu含量为0.001％～0.1％。
[0064] 本发明的热轧钢板的成分组成以质量％计，可以进一步含有Cr：0.001％～0.8％、Ni：0.001％～0.5％、Mo：0.001％～0.5％、B：0.0001％～0.0030％中的1种或2种以上作为任意成分。
[0065] 上述元素是具有抑制从奥氏体向铁素体的转变的效果的元素，有助于抑制因高温下的铁素体转变开始所致的等轴铁素体晶粒生成。另一方面，如果过量添加，则在卷取工序时进行马氏体转变，，产生由钢板长边方向的冷却速度不同而引起的钢板的硬度变动，冷轧时的形状恶化。因此，为Cr：0.001％～0.8％、Ni：0.001％～0.5％、Mo：：0.001％～0.5％、B：0.0001％～0.0030％。
[0066] 本发明的热轧钢板的成分组成以质量％计，可以进一步含有合计0.0002％～0.01％的REM、Mg、Ca、Sb中的1种或2种以上作为任意成分。
[0067] REM(REM：原子序数57～71的镧系元素)、Mg和Ca使在贝氏体中析出的渗碳体球形化。由此，在渗碳体周围的应力集中降低，因此能够抑制冷轧时的空隙生成。另外，Sb具有因抑制脱碳、吸氮而抑制表层部的组织异常化的效果，有助于改善弯曲性。另一方面，如果REM、Mg、Ca、Sb中的任1种或2种以上的合计含量超过0.01％，则不仅渗碳体的形态变化效果饱和，而且对延展性带来不良影响。因此，使REM、Mg、Ca、Sb中的1种或2种以上合计为0.0002％～0.01％。优选REM、Mg、Ca、Sb中的1种或2种以上合计为0.0005％～0.005％。
[0068] 除上述以外的成分为Fe和不可避免的杂质。不可避免的杂质是指除在制造中不可避免地混入的成分以外，为赋予所希望的特性而必须添加的成分，也包含不损害本发明的效果的成分。另外，，上述任意成分的含量在小于上述下限值时，上述任意成分作为不可避免的杂质而含有。
[0069] 钢组织
[0070] 本发明的热轧钢板的钢组织的特征在于，铁素体晶粒的平均长径比为3.0以上。
[0071] 铁素体晶粒的平均长径比为3.0以上
[0072] 铁素体相为软质组织，在冷轧时优先变形。本发明中，比铁素体相硬度高的珠光体相、贝氏体相和马氏体相之类的第二相不可避免地生成，但在铁素体相中的铁素体晶粒的平均长径比为3.0以上时，抑制由铁素体相与第二相的硬度差引起的空隙生成。作为其原因，，认为铁素体晶粒的平均长径比为3.0以上时，铁素体晶粒的晶体旋转小，多数滑移面不活动，因此铁素体相的加工硬化变大，且铁素体晶粒间的加工硬化的差异变小。此外，随着铁素体晶粒的平均长径比上升，第二相中的晶粒的长径比也上升，且晶粒微细地分散，因而存在铁素体相与第二相的应变梯度变小的趋势。该趋势也有可能有助于全硬冷轧钢板的形状改善。第二相的晶粒的长径比优选为2.0以上，第二相的平均晶粒尺寸优选为5.0μm以下。本发明中得到的上述铁素体晶粒的平均长径比优选的上限为6.0。另外，上述铁素体晶粒的平均长径比可以为5.1以上。应予说明，如上所述，本发明的钢组织由作为第一相的铁素体相和作为第二相的珠光体相、贝氏体相和马氏体相构成。本发明中，出抑制由铁素体相与第二相的硬度差而引起的空隙生成的理由，优选作为第一相的铁素体的面积率为40％～
70％，作为第二相的珠光体等的合计面积率为30％～70％。另外，优选由下述方法测定的铁素体相和第二相的面积率的标准偏差分别抑制在10％以下。应予说明，平均长径比的测定也按下述方法进行。
70％，作为第二相的珠光体等的合计面积率为30％～70％。另外，优选由下述方法测定的铁素体相和第二相的面积率的标准偏差分别抑制在10％以下。应予说明，平均长径比的测定也按下述方法进行。
[0073] (测定方法)
[0074] 首先，从长度约1000m的热轧钢板中在钢板长边方向以50m间隔从宽度方向中央位置采取20个样品。接着，将各样品的观察视场数设为10，在各视场观察钢组织，算出铁素体相的面积率在10个视场中的平均值、第二相的合计面积率在10个视场中的平均值。其后，算出20个样品中的铁素体相的面积率的平均值、第二相的平均值，将该平均值作为铁素体相的面积率、马氏体相的面积率。另外，，由10个视场×20个样品(合计200个)的面积率的结果算出标准偏差。
[0075] 平均长径比按以下方法导出。对于各样品在1个视场中的观察，随机选择50～100个铁素体晶粒，导出这些铁素体晶粒的长径比的平均值。接着，算出1个样品(10个视场)中的平均值，进而，另外19个样品也同样地进行并算出整体(20个)的平均值，将该整体的平均值作为铁素体晶粒的平均长径比。
[0076] 本发明中具有如下特征：通过铁素体晶粒的形状控制而减小特性等在钢板面内的变动。具体而言，本发明的热轧钢板优选由下述方法测定的屈服强度的最大值与最小值之差为35MPa以下，优选由下述方法测定的加工硬化指数的最大值与最小值之差为0.015以下。
[0077] (测定方法)
[0078] 从长度1000m的热轧钢板中沿长边方向每50m从宽度方向中央采取20个样品，测定该20个样品的屈服强度和加工硬化指数。
[0079] 冷轧时的变形阻力由热轧钢板的屈服强度和加工硬化指数而决定。因此，为了使冷轧后的形状良好，优选使相对于钢板长边方向的屈服强度和加工硬化指数的变动(上述测定中的最大值与最小值之差)分别为35MPa以下和0.015以下。更优选的屈服强度和加工硬化指数的变动为30MPa以下和0.012以下。本发明的热轧钢板的屈服强度受奥氏体的加工程度、从奥氏体向铁素体转变的转变开始温度和卷取温度的影响，因此只要如后所述地控制各工序，就能够得到钢板长边方向的屈服强度的变动为35MPa以下的热轧钢板。为了使钢板长边方向的加工硬化指数的变动为0.015以下，需要不仅抑制钢板长边方向的屈服强度的变动，而且主要使铁素体相的加工硬化稳定化，本发明中使铁素体晶粒的平均长径比为3.0以上。
[0080] ＜热轧钢板的制造方法＞
[0081] 本发明的热轧钢板按照如下方法来制造，将具有上述成分组成的钢坯材在1000℃～1300℃加热，实施粗轧，其中，使从粗轧开始到结束的压下率为80％～92％，使粗轧的轧制间隔时间为5秒～30秒。接下来，实施精轧，其中，使从精轧的最终道次数4道次前的压下到最终道次之间的时间和压下率分别为5秒以下和40％以上，使终轧温度为800℃～920℃。接下来，在从精轧结束3.0秒以内开始平均冷却速度为30℃/s以上的强制冷却，使由下述方法测定的卷取温度为500℃～720℃，使该卷取温度的标准偏差为30℃以内而进行卷取。以下，对各条件进行说明。
[0082] (测定方法)
[0083] 从长度1000m的热轧钢板在长边方向每50m、宽度方向中央的20处测定位置测定卷取温度。
[0084] 首先，对作为加热对象的钢坯材的制造方法进行说明。用于制造钢坯材的钢的熔炼方法没有特别限定，可以采用转炉、电炉等公知的熔炼方法。另外，可以利用真空脱气炉进行2次精炼。另外，为了使板坯中的夹杂物分布状态为均质的，优选对处于熔融状态的板坯内部实施电磁感应搅拌处理。
[0085] 在对如上所述得到的钢坯材实施粗轧和精轧的本发明的制造方法中，需要在粗轧之前加热钢坯材而成为实质上均质的奥氏体相。另外，为了抑制粗大的夹杂物生成，重要的是控制加热温度。如果加热温度低于1000℃，则无法在终轧温度为800℃以上结束热轧。另一方面，如果加热温度高于1300℃，则虽然奥氏体相充分均匀化，但因氧化皮损失而成品率降低。因此，钢坯材的加热温度为1000℃～1300℃。优选为1050℃～1270℃。
[0086] 上述加热后，实施使从粗轧开始到结束的压下率为80％～92％、使粗轧的轧制间隔时间为5秒～30秒的粗轧。粗轧工序中需要使奥氏体晶粒充分再结晶而得到粒径均匀的奥氏体相。如果粒径不均匀，则在精轧中每个晶粒的奥氏体的加工程度不同，产生再结晶行为不均匀，得不到稳定的奥氏体相的加工程度。从在粗轧的各道次中使奥氏体晶粒充分再结晶的观点考虑，粗轧中的压下率的合计为80％～92％，使粗轧的轧制间隔时间为5秒～30秒。粗轧的间隔时间为直到受到压下的部位再次被压下为止所需的时间。粗轧中的合计压下率小于80％或粗轧的轧制间隔时间小于5秒时，奥氏体的再结晶所需的驱动力不足，，或者再结晶晶粒进行晶粒生长，因此无法进行充分的再结晶。另一方面，如果粗轧中的压下率合计超过92％，则无法在精轧中进行充分的加工。如果粗轧的轧制间隔时间超过30秒，则难以在终轧温度800℃以上结束精轧。另外，粗轧的压下次数(道次数)优选为3次以上。
[0087] 在上述粗轧后进行的精轧中，从精轧的最终道次数4道次前的压下到最终道次之间的时间和压下率分别为5秒以下和40％以上。当控制奥氏体的加工程度时，从最终道次数4道次前到最终道次为止的4次压下决定铁素体晶粒的形状。这是由于因加工温度和时间的关系而使上述4道次处于奥氏体的未再结晶区域。为了充分地得到奥氏体的加工程度，需要使该4道次中的合计压下率为40％以上。另一方面，如果上述合计压下率超过70％，则有可能热轧钢板的形状恶化或者在道次间板断裂，因而优选为70％以下。上述得到的加工奥氏体随着时间经过，因晶粒内的位错恢复等而丧失加工程度。因此，需要从精轧的最终道次数
4道次前的压下到最终道次之间在5秒以下结束。
4道次前的压下到最终道次之间在5秒以下结束。
[0088] 另外，精轧中的终轧温度为800℃～920℃。如果终轧温度低于800℃，则不仅在精轧中开始铁素体转变而成为铁素体晶粒伸展了的组织，而且铁素体晶粒的平均长径比变大，因此对冷轧时的板厚精度带来不良影响。另一方面，如果终轧温度超过920℃，则经加工的奥氏体迅速恢复，因而得不到所希望的加工程度。因此，终轧温度为800℃～920℃。优选为820℃～900℃。
[0089] 上述精轧结束后，在从精轧结束3.0秒以内开始平均冷却速度为30℃/s以上的强制冷却。如果不在从精轧结束3.0秒以内开始冷却，则奥氏体晶粒内的位错恢复而得不到长径比高的铁素体晶粒。另外，平均冷却速度小于30℃/s而进行强制冷却时，在高温下开始从奥氏体向铁素体的转变，因此生成等轴的铁素体晶粒，全硬冷轧钢板的板厚变动大。因此，从精轧结束到强制冷却开始为3.0秒以内，强制冷却的平均冷却速度为30℃/s以上。应予说明，平均冷却速度的上限没有特别限定，但出于不产生板的抖动而进行稳定的通板的理由，优选100℃/s以下。
[0090] 冷却后，使由下述方法测定的卷取温度为500℃～720℃，使该卷取温度的标准偏差为30℃以内而进行卷取。
[0091] (测定方法)
[0092] 从长度1000m的热轧钢板在长边方向每50m、宽度方向中央的20处测定位置测定卷取温度。
[0093] 如果钢板长边方向的卷取温度产生偏差，则热轧钢板的钢组织变动。因此，上述偏差成为热轧钢板的长边方向的机械性能变动的重要因素。该不良影响在卷取温度的上述标准偏差超过30℃时变得明显，因此本发明中为30℃以内。如果卷取温度低于500℃，则过量生成马氏体而得不到本发明中假定的所希望的形状。另一方面，如果超过720℃，则等轴的铁素体晶粒变多，因而得不到所希望的铁素体晶粒形状。由此，使卷取温度的范围为500℃～720℃。优选为530℃～680℃。
[0094] ＜全硬冷轧钢板＞
[0096] 本发明的全硬冷轧钢板由于使用本发明的热轧钢板进行制造，因而由下述方法测定的板厚的最大值与最小值之差为50μm以下，该板厚的标准偏差为20μm以下。
[0097] (测定方法)
[0098] 从长度1000m的热轧钢板沿长边方向每50m从宽度方向中央采取20个样品，测定该20个的样品的板厚。
[0099] 实施例
[0100] 对于具有表1中示出的成分组成的壁厚250mm的钢坯材，按表2中示出的热轧条件制成热轧钢板，将该热轧钢板在酸洗后，按表2中示出的冷轧条件制成全硬冷轧钢板。应予说明，温度以由多重反射温度计测定的钢板表面温度为基准。如上所述从热轧钢板或全硬冷轧钢板采取试验片，按照以下手法进行评价。
[0101] (i)组织观察像
[0102] 各相的面积率按照以下方法进行评价。从热轧钢板在卷材长边方向以50m间隔从钢板宽度方向中央采取样品。以与轧制方向平行的截面为观察面的方式切出，用1％硝酸酒精腐蚀露出板宽度中心部，用扫描式电子显微镜放大到2000倍对板厚1/4t部(距钢板表面在板厚方向1/4t的位置(t为板厚))拍摄10个视场。铁素体相是具有晶粒内观察不到腐蚀痕或渗碳体的形态的组织，贝氏体相是在晶粒内看到腐蚀痕或较大碳化物的组织。马氏体相是晶粒内看不到碳化物而以白色对比的形式所观察到的组织。珠光体相是以层状形态观察到渗碳体的组织。将贝氏体相、马氏体相、珠光体相计入为第二相组织。将相对于观察视场面积而求出的金属组织所占的面积作为各金属组织的面积率，通过图像解析而求出各相的面积率、面积率的标准偏差。另外，根据上述图像解析，也求出铁素体晶粒的长径比。对于铁素体晶粒的长径比，，求出将各铁素体晶粒的长轴方向的长度除以短轴方向的长度而得的商的平均值。将结果示于表3。
[0103] (ii)拉伸试验
[0104] 由得到的钢板沿与轧制方向垂直的方向制作JIS5号拉伸试验片，进行5次按照JIS Z 2241(2011)的规定的拉伸试验，求出屈服强度和加工硬化指数(n值)。拉伸试验的十字头速度为10mm/min。加工硬化指数为根据JIS Z 2253(1996)中规定的方法求出的值，真应变区域从0.02～0.05求出。将屈服强度的变动、n值的变动的结果示于表3。应予说明，屈服强度的变动、n值的变动通过从长度1000m的热轧钢板沿长边方向每50m从宽度方向中央采取20个样品，测定该20个样品的屈服强度和加工硬化指数而求出。应予说明，变动是指最大值与最小值之差。
[0105] (iii)全硬冷轧钢板的形状性
[0106] 从长度1000m的热轧钢板沿长边方向每50m从宽度方向中央采取20个样品，测定该20个样品的板厚。将板厚变动和板厚的标准偏差的结果示于表3。
[0107] [表1]
[0108]
[0109] [表2]
[0110]
[0111] [表3]
[0112]
[0113] 可知本发明例都是全硬冷轧钢板的板厚变动为50μm以下，板厚的标准偏差为20μm以下，得到了良好的形状。另一方面，偏离本发明的范围的比较例随着铁素体晶粒的长径比增大，特别是加工硬化指数的变动变大。其结果，冷轧时的加工硬化产生偏差，全硬冷轧钢板的形状恶化。
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