CN106232851B - 连续变截面板用热轧钢板、连续变截面板、及它们的制造方法 - Google Patents

连续变截面板用热轧钢板、连续变截面板、及它们的制造方法 Download PDF

Info

Publication number
CN106232851B
CN106232851B CN201580021264.8A CN201580021264A CN106232851B CN 106232851 B CN106232851 B CN 106232851B CN 201580021264 A CN201580021264 A CN 201580021264A CN 106232851 B CN106232851 B CN 106232851B
Authority
CN
China
Prior art keywords
steel plate
rolled steel
hot rolled
section
variable cross
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Expired - Fee Related
Application number
CN201580021264.8A
Other languages
English (en)
Other versions
CN106232851A (zh
Inventor
横井龙雄
樱田荣作
杉浦夏子
福井清之
Original Assignee
Nippon Steel Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Nippon Steel Corp filed Critical Nippon Steel Corp
Publication of CN106232851A publication Critical patent/CN106232851A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN106232851B publication Critical patent/CN106232851B/zh
Expired - Fee Related legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/02—Hardening by precipitation
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0278—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips involving a particular surface treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/008—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tin
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/30—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with cobalt
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/26—After-treatment
    • C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
    • C23C2/285—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath for remelting the coating
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D—WORKING OR PROCESSING OF SHEET METAL OR METAL TUBES, RODS OR PROFILES WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D22/00—Shaping without cutting, by stamping, spinning, or deep-drawing
    • B21D22/20—Deep-drawing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite

Abstract

本发明提供具有高拉伸强度、冷成形性优异的连续变截面板用的热轧钢板。本热轧钢板具有如下的化学组成和显微组织：所述化学组成以质量％计含有C、Si、Mn、P、S、Al、N、Ti，余量为Fe及杂质，满足式(1)；所述显微组织以面积率计含有20％以上的贝氏体，以面积率计余量的50％以上为铁素体。热轧钢板的内部，取向组{100}<011>～{223}<110>的极密度的平均值为4以下、且晶体取向{332}<113>的极密度为4.8以下。热轧钢板的表层中，晶体取向{110}<001>的极密度为2.5以上。进而，热轧钢板中的Ti碳氮化物之中，粒径10nm以下的微细Ti碳氮化物的数密度为1.0×1017个/cm3以下、烧结硬化量为15MPa以上。[Ti]‑48/14×[N]‑48/32×[S]≧0 (1)。

Description

连续变截面板用热轧钢板、连续变截面板、及它们的制造方法
技术领域
本发明涉及连续变截面板用热轧钢板、连续变截面板及它们的制造方法。
背景技术
近年来，以改善汽车的油耗率作为目的，进行了构成汽车的各部件的轻量化。轻量化的方法因各部件所要求性能而异。例如，对于骨架部件进行基于钢板的高强度化的薄壁化。对于板部件(panel)进行从钢板到Al合金等轻金属板的置换等。
但是，Al合金等轻金属板与钢板相比是昂贵的。因此，轻金属板的利用主要限于高档车。汽车需求从发达国家转向发展中国家，预测今后要求兼顾轻量化和低价格化。因此，不论部位，任何部件均需要使用钢板的高强度化和薄壁化而带来的轻量化。
深入研究薄壁化时，需要仔细地设定各部位的构成部件的板厚及材质。但是，该情况下，部件数量增加导致制造成本变高。从车身形状的精度及生产率的提高等观点出发，优选部件数量尽可能少。
作为尽可能仔细地设定各部位的板厚及材质且能削减部件数量的方法，进行了拼接板(Tailored Blanks)的适用。
拼接板是指将多个钢板根据目的拼成的压制材料。利用拼接板时，能够部分地改变1个原材料的特性，且也能够削减部件数量。拼接板通常是焊接多个钢板来制造的。焊接方法例如为激光焊接、压薄滚焊、等离子焊接法、及高频感应焊接法等。
通过这样的焊接而制造的拼接板称为拼焊板(Tailored Weld Blanks)。关于拼焊板的技术例如被公开于日本特开平7-290182号公报(专利文献1)、及日本特开平8-174246号公报(专利文献2)。
对于专利文献1及2公开的技术，将厚度不同的钢带在宽度方向匹配、通过激光焊接等进行连结。但是，适用这些技术制造拼焊板的情况下，焊接部的一部分存在焊接缺陷时，焊接工序后的压制工序中有时焊接部产生裂纹。进而，即使焊接部没有焊接缺陷，焊接部与母材部之间也产生硬度差、或产生焊接咬边部。此时，之后的压制成形工序中，焊接部产生压制加工的应力集中，有时在焊接部的一部分产生裂纹。
如上所述，通过激光焊接、压薄滚焊、电弧焊、高频焊接等目前实用化的焊接法，焊接不同板厚、强度不同的钢板的情况下，难以使焊接部的品质均匀，容易产生焊接缺陷。
因此，作为不利用焊接的其它拼接板，提出了连续变截面板(Tailored RolledBlanks)。连续变截面板为利用轧制进行部分薄壁化的差厚钢板。日本特开平11-192502号公报(专利文献3)、日本特开2006-272440号公报(专利文献4)、国际公开第2008/068352号(专利文献5)、国际公开第2008/104610号(专利文献6)公开了关于连续变截面板的技术。
专利文献3中，以特殊形状的工作辊轧制钢带、制造宽度方向的板厚不同的钢带。但是，利用该技术时，必需准备多个与拼接板用钢带的形状对应的专用工作辊。
专利文献4中，制造差厚钢板而不使用特殊形状的工作辊。具体而言，在板厚的长度方向中间部的至少1处，以使板厚在特定长度的范围呈逐渐减小状地变更设定辊压下位置进行轧制来制造连续变截面板。但是，专利文献4针对连续变截面板使用的钢带的化学组成、显微组织等未进行研究。
专利文献5及6公开了连续变截面板用的钢板的化学组成及制造方法。专利文献5及6中，使用具有特定的化学组成的钢带，边控制轧辊间隔边进行轧制使板厚在轧制方向发生变化。轧制后，进行热处理来使连续变截面板的厚壁部的屈服强度成为薄壁部的屈服强度以上。
国际公开第2010/137317号(专利文献7)中，将具有特定的化学组成的钢板以特定的条件进行热轧而制造热轧钢板。对热轧钢板以0.1～5.0％的压下率实施冷轧而制造冷轧钢板。对冷轧钢板以特定的条件实施热处理，制造伸长率优异的高强度钢板。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开平7-290182号公报
专利文献2：日本特开平8-174246号公报
专利文献3：日本特开平11-192502号公报
专利文献4：日本特开2006-272440号公报
专利文献5：国际公开第2008/068352号
专利文献6：国际公开第2008/104610号
专利文献7：国际公开第2010/137317号
专利文献8：日本特开2004-317203号公报
非专利文献
非专利文献1：G.K.Williams and W.H.Hall：Act.Metall.，1(1953)，22
非专利文献2：G.K.Williams and R.E.Smallman：Philos.Mag.，8(1956)，34
非专利文献3：土山聡宏：熱処理42(2002)，163
但是，专利文献5及6的技术中，钢带的强度变高时，冷轧时轧制反作用力增加。此时，为了通过轧制形成薄壁部，需要过度的设备负荷、轧制次数的增加等。因此，生产率降低。进而，板厚精度及形状精度也降低。进而，厚壁部的屈服强度为薄壁部的屈服强度以上时，虽然认为作为压制后的使用性能是优选的，但厚壁部与薄壁部的屈服强度差过大时，冷成形时(冷压制等)薄壁部变形集中、变得容易断裂。另外，如专利文献7的技术那样，即使实施5％左右的冷轧，也不能得到作为连续变截面板所要求的厚壁部与薄壁部的板厚差。
发明内容
发明要解决的问题
本发明的目的在于提供可以制造具有590MPa以上的拉伸强度、冷成形性优异的连续变截面板的连续变截面板用热轧钢板、使用该热轧钢板制造的连续变截面板、及它们的制造方法。
本实施方式的连续变截面板用热轧钢板具有如下的化学组成和显微组织：所述化学组成以质量％计含有C：0.03～0.1％、Si：1.5％以下、Mn：1.0～2.5％、P：0.1％以下、S：0.02％以下、Al：0.01～1.2％、N：0.01％以下、Ti：0.015～0.15％、Nb：0～0.1％、Cu：0～1％、Ni：0～1％、Mo：0～0.2％、V：0～0.2％、Cr：0～1％、W：0～0.5％、Mg：0～0.005％、Ca：0～0.005％、稀土元素：0～0.1％、B：0～0.005％、及选自由Zr、Sn、Co及Zn组成的组中的1种以上：总计0～0.05％，余量为Fe及杂质，满足式(1)；所述显微组织以面积率计含有20％以上的贝氏体，以面积率计余量的50％以上为铁素体。在距热轧钢板的表面的深度为板厚的1/2的位置，包含晶体取向{100}<011>、{116}<110>、{114}<110>、{113}<110>、{112}<110>、{335}<110>及{223}<110>的取向组{100}<011>～{223}<110>的极密度的平均值为4以下，且晶体取向{332}<113>的极密度为4.8以下。在距热轧钢板的表面的深度为板厚的1/8的位置，晶体取向{110}<001>的极密度为2.5以上。进而，热轧钢板中的粒径10nm以下的微细Ti碳氮化物的数密度为1.0×1017个/cm3以下，烧结硬化量为15MPa以上。
[Ti]-48/14×[N]-48/32×[S]≧0 (1)
此处，式(1)中的各元素符号代入对应的元素含量(质量％)。
本实施方式的连续变截面板的板厚在轧制方向呈逐渐减小状地变化。连续变截面板具备厚壁部、和比厚壁部薄的薄壁部。连续变截面板中，板厚最厚的最厚壁部的平均硬度Htmax与板厚最薄的最薄壁部的平均硬度Htmin之比为超过1.0～1.5。进而，最薄壁部的平均位错密度为1×1014m-2以下，粒径10nm以下的微细Ti碳氮化物的数密度超过2×1017个/cm3。
本实施方式的连续变截面板用热轧钢板的制造方法具备：将板坯以式(2)定义的温度SRTmin以上进行加热的工序，所述板坯以质量％计含有C：0.03～0.1％、Si：1.5％以下、Mn：1.0～2.5％、P：0.1％以下、S：0.02％以下、Al：0.01～1.2％、N：0.01％以下、Ti：0.015～0.15％、Nb：0～0.1％、Cu：0～1％、Ni：0～1％、Mo：0～0.2％、V：0～0.2％、Cr：0～1％、W：0～0.5％、Mg：0～0.005％、Ca：0～0.005％、稀土元素：0～0.1％、B：0～0.005％、及选自由Zr、Sn、Co及Zn组成的组中的1种以上：总计0～0.05％，余量为Fe及杂质，满足式(1)；对加热后的板坯，以60～90％的总压下率实施粗轧，且粗轧中，板坯温度为1050～1150℃时以20％以上的压下率实施1道次以上轧制而制造粗轧棒的工序；粗轧结束后，150秒以内对粗轧棒开始精轧，精轧开始时的粗轧棒的温度为1000℃～不足1080℃，实施总压下率为75～95％、最终的2道次的总计压下率为30％以上、精轧结束温度为Ar3相变温度～1000℃、式(3)定义的形状比SR为3.5以上的精轧，从而制造钢板的工序；精轧结束后，3秒以内开始钢板的冷却，使冷却停止温度为600℃以下、直至冷却停止温度的平均冷却速度为15℃/秒以上来对钢板进行冷却，使式(4)定义的、经过Ar3相变温度后至开始卷取为止的时间内的总累计扩散距离Ltotal为0.15μm以下的工序；及对冷却后的钢板以600℃以下的卷取温度进行卷取的工序。
[Ti]-48/14×[N]-48/32×[S]≧0％ (1)
SRTmin＝10780/{5.13-log([Ti]×[C])}-273 (2)
SR＝ld/hm (3)
此处，式(1)及式(2)中的各元素符号代入对应的元素含量(质量％)。式(3)中的ld为精轧中进行最终的压下的轧辊与钢板的接触弧长，由下式定义。
此处，L(mm)为上述轧辊的直径。hin为上述轧辊进辊侧的钢板的板厚(mm)。hout为上述轧辊出辊侧的钢板的板厚(mm)。hm由下式定义。
hm＝(hin+hout)/2
式(4)中的ΔtL为上述钢板的温度经过Ar3相变温度后至开始卷取为止的时间内的微小时间、为0.2秒。D(T)为T℃下的Ti的体积扩散系数，将Ti的扩散系数设为D0、活化能设为Q、气体常数设为R时，由下式定义。
D(T)＝D0×Exp{-Q/R(T+273)}
本实施方式的连续变截面板的制造方法使用上述的热轧钢板。本制造方法具备：以使板厚在热轧钢板的长度方向呈逐渐减小状地变化的方式，边在超过5％～50％的范围变更压下率边对热轧钢板实施冷轧而制造冷轧钢板的工序；对冷轧钢板实施析出硬化热处理的工序。析出硬化热处理中，最高加热温度Tmax为600～750℃，在600℃以上的保持时间tK(秒)相对于最高加热温度Tmax满足式(5)，式(6)定义的热处理指标IN为16500～19500。
530-0.7×Tmax≦tK≦3600-3.9×Tmax (5)
IN＝(Tn+273)(log(tn/3600)+20) (6)
此处，式(6)中的tn(秒)由式(7)定义。
tn/3600＝10X+ΔtIN/3600 (7)
此处，X＝((Tn-1+273)/(Tn+273))(log(tn-1/3600)+20)-20。另外，t1＝ΔtIN、ΔtIN为1秒。
式(6)中的Tn(℃)由式(8)定义。
Tn＝Tn-1+αΔtIN (8)
此处，α为温度Tn-1下的升温速度或冷却速度(℃/秒)。
使用本实施方式的连续变截面板用热轧钢板时，能够制造具有高强度、具有优异的冷成形性的连续变截面板。
附图说明
图1A为ODF(取向分布函数，Orientation Distribution Function)中，角度变量φ1、φ2及Φ制成直角坐标的欧拉空间的示意图。
图1B为示出图1A的欧拉空间中，φ2＝45°截面上的主要晶体取向的位置的图。
具体实施方式
本发明人等对于满足下述(a)～(e)的条件的各种连续变截面板，调查了冷成形性与最厚壁部及最薄壁部的材质的关系。其结果，得到以下见解。
(a)冷轧后进行热处理、
(b)冷轧以超过5％的压下率形成厚壁部及薄壁部、
(c)厚壁部和与其相邻薄壁部的间隔(距离)为数米以下、
(d)厚壁部及薄壁部存在1个或多个、以及
(e)板厚沿轧制方向呈逐渐减小状地变化。
对于上述(a)中记载的在冷轧后进行的热处理，在钢中使析出物微细地析出、产生析出硬化作用，进而，降低钢中的位错密度、改善延性。将该热处理称为“析出硬化热处理”。
本发明人等，首先针对连续变截面板的冷成形性进行研究。具体而言，准备板厚在轧制方向不同的拼接板(样品1)、及屈服强度在轧制方向不同的拼接板(样品2)。对各样品实施球头拉伸试验及方筒拉深试验。
对于试验的结果，使用样品1的试验中，所有试验均在薄壁部断裂。进而，成形高度低于具有与样品1的薄壁部相同的板厚、且该板厚固定的钢板。使用样品2的试验中，所有试验均为具有低强度的部分断裂。进而，其成形高度低于具有与样品2的高强度部分相同的屈服强度、且该屈服强度均匀的钢板。
从以上的试验结果出发，可以认为以下事项。对包含具有互不相同的变形阻力的部分的坯料(blank)实施冷成形加工的情况下，变形易集中在表观上的变形阻力低的部分，在充分成形前断裂。因此，必需提高变形阻力低的薄壁部的强度。
本发明人等接着针对薄壁部的板厚THmin与厚壁部的板厚THmax之比(THmin/THmax)为0.6以下的差厚钢板进行进一步详细研究。其结果，得到以下见解。最厚壁部的平均硬度Htmax与最薄壁部的平均硬度Htmin之比(Htmax/Htmin)为超过1.0～1.5时，在成形加工时不易发生变形的集中。因此，球头拉伸试验及方筒拉深试验的所有试验均可以得到优异的冷成形性。更具体而言，Htmax/Htmin为超过1.0～1.5时，落入板厚与最薄壁部同等程度、该板厚是均匀的且具有与最薄壁部的平均硬度Htmin同等程度的平均硬度的钢板的成形高度的8成左右。
进而，连续变截面板的最薄壁部的平均位错密度超过1×1014m-2时，得不到充分的冷成形性。这是因为由于冷轧向连续变截面板导入的应变不能通过之后的析出硬化热处理恢复。因此，连续变截面板的最薄壁部的平均位错密度设为1×1014m-2以下。
进而，连续变截面板中，粒径10nm以下的微细Ti碳氮化物(Ti(C，N))的数密度n1为2×1017个/cm3以下的情况下，析出硬化变得不充分，得不到作为目标的强度。因此，微细Ti碳氮化物的数密度n1超过2×1017个/cm3。
为了得到满足上述条件的连续变截面板，本发明人等针对为连续变截面板的原材料的热轧钢板所需的条件进行了研究。
具体而言，准备具有以下化学组成的板坯：0.06％C-0.15％Si-1.9％Mn-0.01％P-0.002％S-0.035％Al-0.09％Ti-0.035％Nb-0.004％N。使用板坯，通过各种制造条件制造显微组织、Ti碳氮化物的数密度、织构、及板厚不同的多个连续变截面板用热轧钢板。之后，使用制造的热轧钢板，实施设想为连续变截面板的冷轧来制造冷轧钢板。冷轧时的压下率为超过5～50％。对制造的冷轧钢板以各种制造条件实施析出硬化热处理来制造连续变截面板。从上述热轧钢板、冷轧钢板、及连续变截面板采取样品，针对显微组织、析出物的状态、织构进行调查。其结果，得到以下见解。
[针对热轧钢板的显微组织]
连续变截面板用的热轧钢板的显微组织中，贝氏体的面积率不足20％的情况下，余量主要为铁素体。但是，具有这样的显微组织的热轧钢板以通常的制造方法进行制造的情况下，精轧后的冷却中进行从奥氏体向铁素体的相变。此时，奥氏体与铁素体中的Ti、C及N的固溶度的差作为驱动力，Ti碳氮化物析出、铁素体析出硬化、热轧钢板的强度变得过高。热轧钢板的强度过高时，冷轧时的轧制反作用力上升。因此，连续变截面板的尺寸精度(板厚精度及板宽精度)降低、冷成形性降低。另一方面，假设，Ti碳氮化物的析出硬化为过时效状态，热轧钢板的强度低时，即使通过为后续工序的析出硬化热处理也不析出硬化。热轧钢板的显微组织含有20％以上的贝氏体时，能够抑制热轧钢板时的强度的过度上升，提高热轧钢板的冷成形性。
[针对热轧钢板中的析出物(Ti碳氮化物)]
进而，热轧钢板中的Ti碳氮化物优选较少。热轧钢板中析出较多Ti碳氮化物时，如上所述，由于析出硬化导致热轧钢板的强度变得过高。此时，冷成形性降低。热轧钢板中的Ti碳氮化物过少时，Ti、C及N为固溶状态，或Ti碳氮化物为簇状。此时，未发现热轧钢板中的析出硬化、断裂伸长率变高。其结果，冷轧中的轧制反作用力降低、冷成形性变高。具体而言，粒径10nm以下的微细Ti碳氮化物的数密度为1.0×1017个/cm3以下、烧结硬化量(以下，称为BH量)为15MPa以上时，可以得到优异的冷成形性。
“簇状的Ti碳氮化物”是指晶体结构不为NaCl结构、形状不为板状的不定形物质。簇状的Ti碳氮化物是以原子数计Ti原子为100～200个的集合体。由于并非明确的NaCl结构而采用透射型电子显微镜难以观察到的，采用3D-AP确认为上述原子数的Ti与C、N的集合体时，可以定义为簇。从同一样品采取透射型电子显微镜薄膜试样、及3D-AP用试样，分别对多个样品观察5视野以上。此时，观察的5视野的过半数中，用透射型电子显微镜看不到明确的析出物、且用3D-AP在同一坐标内观察到Ti原子与C原子且Ti原子为100～200个时，可以判断为簇状的Ti碳氮化物。
[针对热轧钢板中的织构]
热轧钢板中的织构通过满足以下事项，能够提高冷成形性。
在距热轧钢板的表面的深度为板厚的5/8～3/8的范围(以下，将该范围称为内部)中，包含{100}<011>、{116}<110>、{114}<110>、{113}<110>、{112}<110>、{335}<110>、及{223}<110>的各晶体取向的取向组{100}<011>～{223}<110>的极密度D1的平均值为4以下、且晶体取向{332}<113>的极密度D2为4.8以下。
必要的是，对于热轧钢板的内部，尽量使晶体取向无序。取向组{100}<011>～{223}<110>的极密度D1的平均值为4以下、且晶体取向{332}<113>的极密度D2为4.8以下时，拉伸强度及断裂伸长率的面内各向异性降低。具体而言，为拉伸强度及断裂伸长率的面内各向异性的指标的|Δr|值为0.6以下。具体而言，在轧制方向、板宽方向及轧制方向起倾斜45°的方向的拉伸强度的平均值为720MPa时，3方向的标准偏差为12MPa以下。并且，3方向的断裂伸长率的平均为17％的情况下，3方向的标准偏差为0.8％以下。面内各向异性变小，因此板厚精度及板宽精度升高、冷成形性变高。
另一方面，在从热轧钢板的表面至深度为板厚的3/8的范围的表层中，晶体取向{110}<001>的极密度D3为2.5以上。
必要的是，与内部尽量使晶体取向无序相对，表层则尽量使为特定的晶体取向的晶体取向{110}<001>所占的比率升高。本实施方式的化学组成中，晶体取向{110}<001>的晶粒不易加工硬化。连续变截面板的制造中，冷轧时部分地改变压下率，在钢板中制造厚壁部和薄壁部。因此，厚壁部和薄壁部在冷轧下的压下率不同。压下率不同时，导入的应变量也不同。因此，厚壁部与薄壁部在加工硬化上有差异、硬度产生差异。特别是厚壁部与薄壁部的表层部容易产生硬度的差异。
如上所述，晶体取向{110}<001>的晶粒不易加工硬化。进而，如后所述，本实施方式中，冷轧率为超过5％～50％。此时，即使冷轧后表层也残留晶体取向{110}<001>。因此，晶体取向{110}<001>的极密度D3为2.5以上时，能够降低连续变截面板的厚壁部及薄壁部的硬度差、能够抑制硬度的偏差。其结果，板厚精度及板宽精度升高、冷成形性变高。
对上述的热轧钢板以超过5％～50％的压下率进行冷轧，且以后述的条件实施析出硬化热处理来制造连续变截面板时，制造的连续变截面板可以得到上述的硬度比HR(＝Htmax/Htmin＝超过1.0～1.5)。进而，最薄壁部的平均位错密度为1×1014m-2以下、圆当量直径为0.5～10nm的Ti碳氮化物的数密度n1超过2×1017个/cm3。
基于以上见解完成的本实施方式的热轧钢板为用于连续变截面板的热轧钢板。该热轧钢板具有如下的化学组成和显微组织：所述化学组成以质量％计含有C：0.03～0.1％、Si：1.5％以下、Mn：1.0～2.5％、P：0.1％以下、S：0.02％以下、Al：0.01～1.2％、N：0.01％以下、Ti：0.015～0.15％、Nb：0～0.1％、Cu：0～1％、Ni：0～1％、Mo：0～0.2％、V：0～0.2％、Cr：0～1％、W：0～0.5％、Mg：0～0.005％、Ca：0～0.005％、稀土元素：0～0.1％、B：0～0.005％、及选自由Zr、Sn、Co及Zn组成的组中的1种以上：总计0～0.05％，余量为Fe及杂质，满足式(1)；所述显微组织以面积率计含有20％以上的贝氏体，以面积率计余量的50％以上为铁素体。在距热轧钢板的表面的深度为板厚的1/2的位置，包含晶体取向{100}<011>、{116}<110>、{114}<110>、{113}<110>、{112}<110>、{335}<110>及{223}<110>的取向组{100}<011>～{223}<110>的极密度的平均值为4以下、且晶体取向{332}<113>的极密度为4.8以下。在距热轧钢板的表面的深度为板厚的1/8的位置，晶体取向{110}<001>的极密度为2.5以上。进而，热轧钢板中的Ti碳氮化物之中，粒径10nm以下的微细Ti碳氮化物的数密度为1.0×1017个/cm3以下、烧结硬化量(BH量)为15MPa以上。
[Ti]-48/14×[N]-48/32×[S]≧0 (1)
此处，式(1)中的各元素符号代入对应的元素含量(质量％)。
上述热轧钢板的化学组成也可以含有选自由Nb：0.005～0.1％、Cu：0.005～1％、Ni：0.005～1％、Mo：0.005～0.2％、V：0.005～0.2％、Cr：0.005～1％、及W：0.01～0.5％组成的组中的1种或2种以上。上述化学组成也可以含有选自由Mg：0.0005～0.005％、Ca：0.0005～0.005％、及稀土元素：0.0005～0.1％组成的组中的1种以上。上述化学组成也可以含有B：0.0002～0.005％。化学组成也可以含有总计0.005～0.05％的选自由Zr、Sn、Co及Zn组成的组中的1种以上。
本实施方式的连续变截面板的板厚在轧制方向呈逐渐减小状地变化。连续变截面板具备厚壁部、和比厚壁部薄的薄壁部。连续变截面板中，板厚最厚的最厚壁部的平均硬度Htmax与板厚最薄的最薄壁部的平均硬度Htmin之比为超过1.0～1.5。最薄壁部的平均位错密度为1×1014m-2以下。此外，粒径10nm以下的Ti碳氮化物的数密度超过2×1017个/cm3。
优选的是，上述连续变截面板使用上述热轧钢板来制造。上述连续变截面板也可以在表面具备镀锌层。
本实施方式的连续变截面板用热轧钢板的制造方法具备：将具有上述的化学组成、满足式(1)的板坯以式(2)定义的温度SRTmin以上进行加热的工序；对加热后的板坯，以60～90％的总压下率实施粗轧，且粗轧中，板坯温度为1050～1150℃时以20％以上的压下率实施1道次以上轧制而制造粗轧棒的工序；粗轧结束后，150秒以内对粗轧棒开始精轧，实施精轧开始时的粗轧棒的温度为1000℃～不足1080℃、总压下率为75～95％、最终的2道次的总计压下率为30％以上、精轧结束温度为Ar3相变温度～1000℃、式(3)定义的形状比SR为3.5以上的精轧，从而制造钢板的工序；精轧结束后，3秒以内开始钢板的冷却，使冷却停止温度为600℃以下，直至冷却停止温度的平均冷却速度为15℃/秒以上来对钢板进行冷却，使式(4)定义的、经过Ar3相变温度后至开始卷取为止的时间内的总累计扩散距离Ltotal为0.15μm以下的工序；对冷却后的钢板以600℃以下的卷取温度进行卷取的工序。
[Ti]-48/14×[N]-48/32×[S]≧0％ (1)
SRTmin＝10780/{5.13-log([Ti]×[C])}-273 (2)
SR＝ld/hm (3)
此处，式(1)及式(2)中的各元素符号代入对应的元素含量(质量％)。式(3)中的ld为精轧中进行最终的压下的轧辊与钢板的接触弧长，由下式定义。
此处，L(mm)为轧辊的直径。hin为轧辊的进辊侧的钢板的板厚(mm)。hout为轧辊的出辊侧的钢板的板厚(mm)。hm由下式定义。
hm＝(hin+hout)/2
式(4)中的ΔtL为钢板的温度经过Ar3相变温度后至开始卷取为止的时间内的微小时间、为0.2秒。D(T)为T℃下的Ti的体积扩散系数，将Ti的扩散系数设为D0、活化能设为Q、气体常数设为R时由下式定义。
D(T)＝D0×Exp{-Q/R(T+273)}
本实施方式的连续变截面板的制造方法使用上述的热轧钢板来制造。本制造方法具备：以使板厚在热轧钢板的长度方向呈逐渐减小状地变化的方式，边在超过5％～50％的范围变更压下率边对热轧钢板实施冷轧而制造冷轧钢板的工序；及对冷轧钢板实施析出硬化热处理的工序。析出硬化热处理中，最高加热温度Tmax为600～750℃，在600℃以上的保持时间tK(秒)相对于最高加热温度Tmax满足式(5)，式(6)定义的热处理指标IN为16500～19500。
530-0.7×Tmax≦tK≦3600-3.9×Tmax (5)
IN＝(Tn+273)(log(tn/3600)+20) (6)
此处，式(6)中的tn(秒)由式(7)定义。
tn/3600＝10X+ΔtIN/3600 (7)
此处，X＝((Tn-1+273)/(Tn+273))(log(tn-1/3600)+20)-20。另外，t1＝ΔtIN、ΔtIN为1秒。
式(6)中的Tn(℃)由式(8)定义。
Tn＝Tn-1+αΔtIN (8)
此处，α为温度Tn-1下的升温速度或冷却速度(℃/秒)。
上述连续变截面板的制造方法还可任选在加热板坯的工序前、冷却精轧后的钢板的工序前、卷取冷却后的钢板的工序前、及实施析出硬化热处理的工序后具备实施镀锌处理的工序。本制造方法进而也可以在实施镀锌处理后具备在450～600℃下实施合金化处理的工序。
使用本实施方式的热轧钢板时，能够得到具有590MPa以上的拉伸强度、具有优异的冷成形性的连续变截面板。该连续变截面板能用于以汽车的骨架部件为首的要求冲击吸收能量、刚性及疲劳强度等性能的内板部件、结构部件、行走部件等用途。
以下，针对连续变截面板用热轧钢板、及使用该热轧钢板而制造的连续变截面板详细进行叙述。
[连续变截面板用热轧钢板]
[化学组成]
本实施方式的连续变截面板用热轧钢板的化学组成含有以下元素。以下，针对各元素的含量的“％”表示质量％。
C：0.03～0.1％
碳(C)通过组织强化提高钢的强度。进而，C在使用本热轧钢板制造连续变截面板时与Ti键合形成Ti碳氮化物、通过析出硬化提高连续变截面板的强度。C含量过低时，得不到上述效果，连续变截面板的拉伸强度变得不足590MPa。另一方面，C含量过高时，强度变得过高、热轧钢板的伸长率降低。因此，C含量为0.03～0.1％。C含量的优选的下限为0.06％。C含量的优选的上限为0.09％。
Si：1.5％以下
硅(Si)不可避免地含有。Si固溶在钢中提高钢的强度。进而，Si改善拉伸强度与伸长率的平衡。但是，Si含量过高时，生成虎纹状的氧化皮、热轧钢板的表面性状降低。此时，以去除氧化皮为目的的酸洗处理的生产率降低。热轧钢板的表面性状降低时，进而化学转化处理性降低，因此连续变截面板的涂装后的耐腐蚀性降低。因此，Si含量为1.5％以下(不含0％)。Si含量的优选的下限为0.02％。此时，上述效果之上能够进一步抑制斑片、纺锤氧化皮为代表的氧化皮缺陷的发生。Si含量的优选的上限为0.07％。此时，能够进一步抑制虎纹状的氧化皮的发生。
Mn：1.0～2.5％
锰(Mn)使钢固溶强化，进而，提高钢的淬透性。Mn含量过低时，钢的强度变得过低、拉伸强度变得不足590MPa。另一方面，Mn含量过高时，变得容易产生偏析、加工性及压制成形性降低。因此，Mn含量为1.0～2.5％。根据拉伸强度而存在适宜的Mn含量的范围。具有590～700MPa的拉伸强度的连续变截面板中的优选的Mn含量为1.0～1.8％。具有700MPa～900MPa的拉伸强度的连续变截面板中的优选的Mn含量为1.6～2.2％。具有900MPa以上的拉伸强度的连续变截面板中的优选的Mn含量为2.0～2.5％。
进而，Mn抑制因S导致的热开裂的发生。为了抑制因S导致的热开裂的发生的Mn以外的元素的含量不充分的情况下，Mn含量([Mn])与S含量([S])的比([Mn]/[S])优选为20以上。
P：0.1％以下
磷(P)不可避免地含有。P使钢固溶强化。但是，P含量过高时，钢板的加工性及焊接性降低。因此，P含量为0.1％以下(不含0％)。P含量的优选的下限为0.005％。P含量的优选的上限为0.02％。
S：0.02％以下
硫(S)为不可避免地含有的杂质。S生成MnS等夹杂物、钢的延伸凸缘成形性降低，进而，热轧时引起开裂。因此，S含量为0.02％以下(不含0％)。优选的S含量的上限为0.005％。此时，焊接性及铸造时及热轧时的制造稳定性变高。S含量优选尽可能较低。但是，考虑制造成本时，S含量的下限例如为0.0001％。
Al：0.01～1.2％
铝(Al)使钢脱氧，减少钢水中的溶解氧。因此，Al能够抑制Ti、Nb、Mo及V与溶解氧键合形成合金氧化物。Al含量过低时，得不到该效果。另一方面，Al含量过高时，锻造时中间包喷嘴容易阻塞。Al含量过高时还降低化学转化处理性及镀锌性。Al含量过高时还大量生成氧化铝等非金属夹杂物、钢的局部延性降低。因此，Al含量为0.01～1.2％。Al含量的优选的下限为0.02％。进一步提高化学转化处理及镀锌性的情况下，Al含量的优选的上限为0.6％。进一步抑制氧化铝等非金属夹杂物的生成的情况下，Al含量的优选的上限为0.3％。
N：0.01％以下
氮(N)为不可避地含有的杂质。N与Ti、Nb等键合形成氮化物。此时，形成氮化物的情况下，Ti、Nb难以发挥后述的作用。进而，这些氮化物在高温下析出、容易粗大化，容易成为翻边开裂的起点。因此，N含量为0.01％以下(不含0％)。
需要说明的是，对于有时效劣化问题的部件而使用本实施方式的连续变截面板的情况下，N含量的优选的上限为0.006％。进而，对于制造后在室温放置二周以上后，再进行加工作为前提的部件而使用本实施方式的连续变截面板的情况下，N含量的优选的上限为0.005％。连续变截面板在夏季的高温环境下放置、或向穿越赤道的那样的地域用船舶等运输的情况下，N含量的优选的上限为不足0.004％。
Ti：0.015～0.15％
钛(Ti)在各种析出硬化元素之中，析出硬化能力最高。这是因为γ相(奥氏体)中及α相(铁素体)中的固溶度的差最大。本实施方式中，极力抑制热轧钢板中的Ti碳氮化物(Ti(C，N))的析出，使Ti呈固溶状态、或以簇状态存在。对热轧钢板实施冷轧制造连续变截面板的形状的中间品。此时，向中间品大量导入位错。对中间品实施析出硬化热处理制造连续变截面板。此时，位错上微细地析出Ti碳氮化物、连续变截面板被析出硬化。由此，连续变截面板的强度及伸长率提高。
Ti含量过低时，连续变截面板中的Ti碳氮化物的数密度不足1010个/mm3、析出硬化热处理后的连续变截面板的拉伸强度不足590MPa。另一方面，Ti含量过高时，上述效果饱和，进而，中间包喷嘴变得容易阻塞。Ti含量过高时，热轧时的奥氏体再结晶速度还变慢、热轧钢板的织构不易变得发达。此时，析出硬化热处理后的连续变截面板中，面内各向异性变大。此时，热轧钢板的冷成形性降低，因此连续变截面板的板厚精度及板宽精度变低。因此，Ti含量为0.015～0.15％。Ti含量的优选的上限为0.12％。
[针对式(1)]
上述化学组成还满足式(1)。
[Ti]-48/14×[N]-48/32×[S]≧0 (1)
此处，式(1)中的各元素符号代入对应的元素含量(质量％)。
如上所述，Ti通过析出硬化热处理以Ti碳氮化物(Ti(C、N))的形式微细析出、使连续变截面板析出硬化、其拉伸强度为590MPa以上。但是，Ti与N及S的亲和力高。因此，Ti含量相对于N含量及S含量过低时，不生成Ti碳氮化物而是生成TiN及TiS。TiN及TiS是粗大的，因此无助于钢的强度提高。因此，必须含有足以以Ti碳氮化物的形式析出的量的Ti。
定义F1＝[Ti]-48/14×[N]-48/32×[S]。F1不足0时，Ti含量相对于热轧钢板中的N含量及S含量过低。此时，即使对热轧钢板实施后述的析出硬化热处理，也难以生成Ti碳氮化物。另一方面，F1为0以上时，含有足以以碳氮化物的形式析出的量的Ti。此时，能够将连续变截面板的强度提高至590MPa以上。
本实施方式的热轧钢板的化学组成的余量为Fe及杂质。此处，杂质是指工业制造热轧钢板时由于矿石、废料等原料及其它因素而混入的成分。
本实施方式的热轧钢板进而可以含有选自由Nb、Cu、Ni、Mo、V、Cr及W组成的组中的1种以上取代Fe的一部分。这些元素均为任意元素。这些元素均提高钢的强度。
Nb：0～0.1％
铌(Nb)为任意元素、也可以不含有。含有的情况下，Nb与Ti同样地由于析出硬化而提高钢的强度。即使少量含有Nb时，也可以得到上述效果。但是，Nb含量过高时，析出硬化饱和、伸长率及加工性降低。因此，Nb含量为0～0.1％。为了更有效地得到上述效果，Nb含量的优选的下限为0.005％、进一步优选为0.02％。Nb含量的优选的上限为0.05％。
Cu：0～1％
铜(Cu)为任意元素，也可以不含有。含有的情况下，Cu单独析出、提高钢的强度。即使少量含有Cu时，也可以得到上述效果。但是，Cu含量过高时，热轧时钢发生脆化。因此，Cu含量为0～1％。为了更有效地得到上述效果，Cu含量的优选的下限为0.005％。
Ni：0～1％
镍(Ni)为任意元素，也可以不含有。含有的情况下，Ni与Mn同样地提高钢的淬透性、提高钢的强度、也提高钢的韧性。Ni还在含有Cu的情况下抑制钢的热脆性。即使少量含有Ni时，也可以得到上述效果。但是，Ni含量过高时，制造成本变高。因此，Ni含量为0～1％。为了进一步有效地得到上述效果，Ni含量的优选的下限为0.005％。
Mo：0～0.2％
V：0～0.2％
钼(Mo)及钒(V)均为任意元素，也可以不含有。含有的情况下，Mo及V与Ti及Nb同样地使钢析出硬化。即使少量含有Mo及V时，也可以得到上述效果。但是，Mo及V含量过高时，钢的伸长率降低。因此，Mo含量为0～0.2％、V含量为0～0.2％。为了进一步有效地得到上述效果，Mo含量的优选的下限为0.005％、V含量的优选的下限为0.005％。
Cr：0～1％
铬(Cr)为任意元素，也可以不含有。含有的情况下，Cr与Mn同样地提高淬透性、提高钢的强度、也提高钢的韧性。即使少量含有Cr时，也可以得到上述效果。但是，Cr含量过高时，以Cr23C6为代表的Cr系合金碳化物析出。Cr系合金碳化物在晶界析出时，压制成形性降低。因此，Cr含量为0～1％。为了进一步有效地得到上述效果，Cr含量的优选的下限为0.005％。
W：0～0.5％
钨(W)为任意元素，也可以不含有。含有的情况下，W通过析出硬化或固溶强化来提高钢的强度。即使少量含有W时，也可以得到上述效果。但是，W含量过高时，上述效果饱和、制造成本变高。因此，W含量为0～0.5％。为了进一步有效地得到上述效果，W含量的优选的下限为0.01％。
本实施方式的热轧钢板还可以进一步含有选自由Mg、Ca、及稀土元素(REM)组成的组中的1种以上取代Fe的一部分。这些元素均提高钢的加工性。
Mg：0～0.005％、
Ca：0～0.005％、
稀土元素：0～0.1％、
镁(Mg)、钙(Ca)及稀土元素(REM)均为任意元素，也可以不含有。含有的情况下，这些元素均控制非金属夹杂物的形态。非金属夹杂物为破坏的起点、降低钢的加工性。因此，非金属夹杂物的形态被控制时，钢的加工性变高。即使少量含有这些元素，也可以得到上述效果。但是，这些元素含量过高时，上述效果饱和、进而制造成本变高。因此，Mg含量为0～0.005％、Ca含量为0～0.005％、REM含量为0～0.1％。为了进一步有效地得到上述效果，Mg含量优选的下限、Ca含量优选的下限、及REM含量优选的下限均为0.0005％。
本说明书中所说的REM为Sc、Y及镧系元素的总计17元素的总称，REM的含量是指上述元素的总含量。REM以混合稀土合金的形式添加，多复合含有La、Ce等元素。作为REM，可以添加金属La、Ce等。
本实施方式的热轧钢板也可以进一步含有B取代Fe的一部分。
B：0～0.005％
硼(B)为任意元素，也可以不含有。含有的情况下，B提高钢的淬透性、增加为硬质相的低温相变生成相的组织分率。即使少量含有B时，也可以有效地得到上述效果。但是，B含量过高时，其效果饱和、进而制造成本变高。因此，B含量为0～0.005％。为了进一步有效地得到上述效果，B含量的优选的下限为0.0002％。连续铸造后的冷却工序中，为了抑制板坯开裂的发生，B含量的优选的上限为0.0015％。
本实施方式的热轧钢板也可以进一步含有选自由Zr、Sn、Co及Zn组成的组中的1种或2种以上取代Fe的一部分。
Zr、Sn、Co及Zn组成的组中的1种或2种以上：总计0～0.05％
锆(Zr)、锡(Sn)、钴(Co)及锌(Zn)均为任意元素，也可以不含有。含有的情况下，这些元素通过固溶强化或析出强化提高钢的强度。这些元素进一步控制硫化物及氧化物的形状、提高钢的韧性。即使少量含有这些元素时，也可以得到上述效果。另一方面，这些元素的总含量过高时，钢的延性降低。因此，选自由Zr、Sn、Co及Zn组成的组中的1种或2种以上的总含量为0～0.05％。这些元素的总含量的优选的下限为0.005％。含有Sn的情况下、Sn含量过高时，热轧时在钢中容易产生瑕疵。因此，Sn含量的优选的上限为0.03％。
[显微组织]
对于本实施方式的热轧钢板的显微组织，以面积率计含有20％以上的贝氏体、余量主要为铁素体。此处，余量主要为铁素体是指以面积率计，余量的一半(50％)以上由铁素体构成。余量也可以在铁素体之外含有马氏体、残留奥氏体、珠光体等。优选的是，显微组织中的马氏体的面积率为5％以下、残留奥氏体的面积率为2％以下、珠光体的面积率为2％以下。此时，局部延性升高、延伸凸缘成形性变高。
显微组织中的贝氏体的面积率不足20％时，通过析出强化而高强度化的铁素体的面积率过高，因此钢的冷成形性降低。具体而言，使用贝氏体面积率不足20％的热轧钢板制造连续变截面板的情况下，冷轧中钢板的强度过度上升、轧制反作用力上升。此时，连续变截面板的尺寸精度(板厚精度及板宽精度)降低、冷成形性降低。
贝氏体面积率不足20％时，热轧钢板有时还会变为过时效状态。此时，热轧钢板的强度降低。因此，冷成形性被维持。但是，得不到冷轧后的热处理时基于析出硬化的钢板的强度改善。因此，热轧钢板的显微组织中，贝氏体面积率为20％以上、余量主要为铁素体。
本实施方式中，为了对热轧钢板中的Ti进行固溶或制成簇，如后所述，将卷取温度CT设为600℃以下。该卷取温度CT接近上述的化学组成的贝氏体相变温度。因此，本实施方式的热轧钢板的显微组织含有较多的贝氏体，并且包含较多贝氏体相变时导入的位错(相变位错)。相变位错为Ti碳氮化物的核生成位点。因此，通过析出硬化热处理，能够得到更大的析出硬化。
贝氏体的面积率可以通过控制热轧中的冷却历程来调节。贝氏体的面积率的优选的下限为超过70％。此时，能够通过析出硬化进一步提高连续变截面板的强度，且显微组织中冷成形性低的粗大的渗碳体减少。因此，冷成形性变高。贝氏体的面积率的优选的上限为90％。
上述的显微组织中的余量的铁素体是指多边形铁素体(PF)。更具体而言，多边形铁素体为如下的晶粒：通过使用硝酸乙醇试剂的蚀刻而不现出内部结构，进而，将作为对象的晶粒的周长设为lq、其圆当量径设为dq的情况下，满足lq/dq<3.5。
[各相的面积率的测定方法]
上述的显微组织中的各相的面积率按以下方法测定。从热轧钢板采取试样。试样的表面之中，将与轧制方向平行的板厚截面作为观察面。研磨观察面后，用硝酸乙醇进行蚀刻。使用光学显微镜，在蚀刻后的观察面之中深度为板厚的1/4的位置，对300μm×300μm的视野进行摄影，生成组织照片。对所得组织照片实施图像分析，分别求出铁素体(多边形铁素体)的面积率、珠光体的面积率、贝氏体及马氏体的总面积率。
进而，从热轧钢板采取其它试样。试样的表面之中，将与轧制方向平行的板厚截面作为观察面。研磨观察面后，进行LePera腐蚀。使用光学显微镜，在腐蚀后的观察面之中距表面的深度为板厚的1/4的位置，对300×300μm的视野进行撮影，生成组织照片。对所得组织照片实施图像处理，求出残留奥氏体及马氏体的总面积率。
进而，准备从轧制面法线方向至深度为板厚的1/4进行面切削的其它试样。试样表面之中，对进行了面切削的表面实施X射线衍射测定、求出残留奥氏体的体积率。残留奥氏体的体积率与残留奥氏体的面积率相同，因此将所得残留奥氏体的体积率定义为残留奥氏体的面积率。
基于通过上述的方法得到的贝氏体及马氏体的总面积率、残留奥氏体及马氏体的总面积率、残留奥氏体的面积率，求出贝氏体的面积率、马氏体的面积率。
通过以上的方法，能够分别求出铁素体、贝氏体、马氏体、残留奥氏体、珠光体的面积率。
[热轧钢板中的微细Ti碳氮化物的数密度n0及烧结硬化量(BH量)]
热轧钢板中，优选Ti固溶或为簇。必要的是，优选热轧钢板中的Ti碳氮化物尽量少。粒径超过10nm的Ti碳氮化物(以下，称为粗大Ti碳氮化物)无助于热轧钢板的强化。另一方面，粒径为10nm以下的Ti碳氮化物(以下，称为微细Ti碳氮化物)大量析出时，热轧钢板的强度变得过高。此时，对热轧钢板进行冷轧时，轧制反作用力变得过高。
进而，热轧钢板生成粗大Ti碳氮化物及微细Ti碳氮化物时，即使对冷轧后的钢板(冷轧钢板)实施析出硬化热处理，难以生成Ti碳氮化物，得不到析出硬化。因此，热轧钢板中，优选微细Ti碳氮化物及粗大Ti碳氮化物的个数尽量少、Ti优选固溶或为簇状态。
热轧钢板内的微细Ti碳氮化物的数密度n0为1.0×1017个/cm3以下，且烧结硬化量(BH量)为15MPa以上的情况下，热轧钢板中Ti充分地固溶、或以簇状的Ti碳氮化物的形式存在。此时，热轧钢板中未发现析出硬化、断裂伸长率变高。因此，能够将冷轧时的轧制反作用力抑制得较低、冷成形性变高。进而，由于轧制反作用力的降低，向钢板导入较多位错。导入的位错在冷轧后的析出硬化热处理中成为Ti碳氮化物的析出位点。因此，大量微细的Ti碳氮化物析出，能将连续变截面板的强度提高至590MPa以上。进而，析出硬化热处理中，引起位错的恢复、位错密度减少。由此，连续变截面板的延性变高。因此，热轧钢板中的微细Ti碳氮化物的数密度n0为1.0×1017个/cm3以下、且BH量为15MPa以上。
[微细Ti碳氮化物的数密度n0的测定方法]
微细Ti碳氮化物的数密度n0的测定方法如下所述。从热轧钢板，通过切断及电解研磨法制作针状试样。此时，根据需要也可以与电解研磨法组合活用聚焦离子束加工法。从该针状试样，通过三维原子探针测定法取得复合碳氮化物的立体分布像。
通过三维原子探针测定法，对积算后的数据重新组合，能够得到实际空间中的实际的原子的立体分布像。Ti碳氮化物的粒径的测定中，从观察对象的析出物的构成原子数及其晶格常数出发，求出将该析出物视为球体时的直径，将求出的直径定义为Ti碳氮化物的粒径。
本说明书中，Ti碳氮化物之中，粒径为0.5～10nm的物质定义为微细Ti碳氮化物。粒径不足0.5nm的情况下，粒径小于Ti碳氮化物的晶格常数，因此不能视为析出物。基于微细Ti碳氮化物的个数，求出数密度n0(个/cm3)。
[烧结硬化量(BH量)的测定方法]
BH量为示出固溶C量的指标。粗大Ti碳氮化物大量析出的情况下，热轧钢板中的BH量低。此时，以冷轧后的析出硬化热处理得不到充分的碳氮化物的析出。热轧钢板中，BH量为15MPa以上时，热轧钢板中的粗大的Ti碳氮化物充分地被抑制，因此析出硬化热处理后钢板充分硬化。优选的BH量为25MPa以上、进一步优选为30MPa以上。
BH量的测定方法如下所述。从热轧钢板采取轧制宽度方向作为长度的JIS5号拉伸试验片。对该拉伸试验片实施拉伸试验，赋予4％的拉伸预应变。赋予4％拉伸应变后，暂且去除负荷。对去除负荷的拉伸试验片以180℃实施20分钟的热处理。热处理后，对该拉伸试验片再次实施拉伸试验。BH量为热处理后的拉伸试验时的变形应力的上升量，以下式求出。
BH量(MPa)＝UYa(MPa)-FSb(MPa)
此处，UYa为热处理后再拉伸时的上屈服点(MPa)、FSb为赋予4％预应变时的最大变形应力(MPa)。
[晶体取向]
本实施方式的热轧钢板中，将距表面的深度为板厚的3/8～深度为板厚的5/8的范围定义为热轧钢板的“内部”。热轧钢板的内部之中，将距表面的深度为板厚的1/2的位置(中央部)的晶体取向测定的结果定义为内部的晶体取向。另一方面，从表面至深度为板厚的1/4的范围定义为热轧钢板的“表层”。并且，“表层”的中央位置、即距表面的深度为1/8的位置的晶体取向测定结果定义为表层的晶体取向。内部及表层中，晶体取向满足以下条件。
[内部的晶体取向]
内部中，包含晶体取向{100}<011>、{116}<110>、{114}<110>、{113}<110>、{112}<110>、{335}<110>及{223}<110>的晶体取向群(以下，称为取向组{100}<011>～{223}<110>)的极密度D1的平均值为4以下、且晶体取向{332}<113>的极密度D2为4.8以下。
必要的是，热轧钢板的内部，尽可能使晶体取向无序，降低面内各向异性。取向组{100}<011>～{223}<110>的极密度D1的平均值为4以下、且晶体取向{332}<113>的极密度D2为4.8以下时，拉伸强度及断裂伸长率的面内各向异性降低。具体而言，为拉伸强度及断裂伸长率的面内各向异性的指标的|Δr|值为不足0.6。此时，面内各向异性小，因此冷轧后的中间品的尺寸精度(板厚精度及板宽精度)升高、可以得到优异的冷成形性。
取向组{100}<011>～{223}<110>的极密度D1的平均值超过4、或晶体取向{332}<113>的极密度D2超过4.8的情况下，|Δr|值为0.6以上、面内各向异性变得过大。此时，冷成形性降低。取向组{100}<011>～{223}<110>的极密度D1的优选的平均值的上限为3.5。进一步优选的上限为3.0。晶体取向{332}<113>的极密度D2的优选的上限为4.0。进一步优选的上限为3.0。
[表层的晶体取向]
另一方面，表层中，晶体取向{110}<001>的极密度D3为2.5以上。必要的是，相对于内部尽量使晶体取向无序，尽量提高表层中为特定的晶体取向的晶体取向{110}<001>所占的比率。
bcc金属的塑性变形(轧制变形)中，晶体取向{110}<001>的晶粒为活动滑移系少、难以加工硬化的方位。连续变截面板的制造中，冷轧时部分地改变压下率，钢板中制造厚壁部和薄壁部。因此，厚壁部和薄壁部在冷轧时的压下率不同。压下率不同时，导入的应变量也不同。因此，厚壁部和薄壁部在加工硬化时产生差异、硬度产生差异。尤其是厚壁部和薄壁部的表层部容易产生硬度的差异。因部位而具有不同硬度的情况下，连续变截面板的冷成形性降低。因此，硬度差优选尽量小。
如上所述，晶体取向{110}<001>的晶粒不易加工硬化。进而，如后所述，本实施方式中，冷轧率为超过5～50％。此时，冷轧后表层也残留晶体取向{110}<001>。因此，热轧钢板的表层中，提高晶体取向{110}<001>的极密度时，具体而言，晶体取向{110}<001>的极密度D3为2.5以上时，能够降低连续变截面板的厚壁部及薄壁部的硬度差、能够抑制硬度的偏差。其结果，连续变截面板的冷成形性变高。
晶体取向{110}<001>的极密度D3不足2.5时，连续变截面板的厚壁部及薄壁部的硬度差变大。晶体取向{110}<001>的极密度的优选的下限为3.0、进一步优选为4.0。
极密度一般而言是表示如下的值：相对于不具有在特定的方位的聚集的标准试样，供试材料的聚集度为多少倍。本发明形态中，下述所示的极密度使用以EBSP(电子背散射图案：Electron Back Scattering Pattern)法测定的值。
采用EBSP的极密度的测定按照以下进行。将与热轧钢板的轧制方向平行的截面作为观察面。观察面之中，以距钢板表面的深度为板厚t的1/8的位置(t/8)作为中心，轧制方向1000μm、轧制面法线方向100μm的矩形区域定义为表层区域。同样地，以距钢板表面的深度为板厚t的1/2的位置(t/2)作为中心，轧制方向1000μm、轧制面法线方向100μm的矩形区域定义为内部区域。对于表层区域及内部区域，以1μm的测定间隔实施EBSD分析，取得晶体取向信息。
EBSD分析使用热电场辐射型扫描电子显微镜(JEOL制JSM-7001F)与EBSD检测仪(TSL制HIKARI检测仪)构成的装置，以200～300点/秒的分析速度来实施。测定的晶体取向信息使用EBSD分析软件“OIM Analysis(注册商标)”算出ODF(取向分布函数，OrientationDistribution Function)。由此，能够求出各晶体取向的极密度。
图1A为ODF(取向分布函数，Orientation Distribution Function)中，角度变量φ1、φ2及Φ设为直角坐标时的欧拉空间的示意图，图1B为示出图1A的欧拉空间中φ2＝45°截面上的主要晶体取向的位置的图。对于方位，通常将垂直于板面的晶体取向以(hkl)或{hkl}表示、将平行于轧制方向的晶体取向以[uvw]或<uvw>表示。{hkl}与<uvw>为等价面与方位的总称、(hkl)与[uvw]表示各晶面。
本实施方式的热轧钢板的晶体结构为体心立方结构(bcc结构)。因此，例如(111)、(-111)、(1-11)、(11-1)、(-1-11)、(-11-1)、(1-1-1)、(-1-1-1)为等价的，没有区别。这些方位总称表示为{111}。
需要说明的是，ODF也用于对称性低的晶体结构的晶体取向的表示。一般而言，以φ1＝0～360°、Φ＝0～180°、φ2＝0～360°表示，各晶体取向以(hkl)[uvw]表示。但是，本实施方式的热轧钢板的晶体结构为对称性高的体心立方结构。因此，Φ与φ2可以0～90°表示。
φ1依进行计算时是否考虑变形的对称性而变化。本实施方式中，实施考虑对称性(orthotropic)的计算，以φ1＝0～90°表示。即，选择将本实施方式的热轧钢板中φ1＝0～360°内的同一方位的平均值在0～90°的ODF上表示的方式。此时，(hkl)[uvw]与{hkl}<uvw>是同义的。因此，例如，图1所示的φ2＝45°截面中的ODF的(001)[1-10]方位的随机强度比与{001}<120>方位的极密度是同义的。
[连续变截面板用热轧钢板的制造方法]
对上述的连续变截面板用热轧钢板的制造方法的一例进行说明。本实施方式的连续变截面板用热轧钢板的制造方法具备铸造工序和热轧工序。以下，针对各工序进行说明。
[铸造工序]
通过用高炉、转炉、电炉等进行熔炼工序来制造钢水，在各2次精炼工序中钢水调节为满足上述的化学组成及式(1)。使用制造的钢水，通过通常的连续铸造法、铸锭法或薄板坯铸造法等制造板坯。需要说明的是，钢水的原料中也可以使用废料。通过连续铸造得到板坯的情况下，高温的板坯可以直接输送至热轧机、也可以将板坯冷却至室温后在加热炉进行再加热而实施热轧。
[热轧工序]
使用制造的板坯实施热轧、制造热轧钢板。热轧工序具备加热工序(S1)、粗轧工序(S2)、精轧工序(S3)、冷却工序(S4)及卷取工序(S5)。
本实施方式的热轧钢板中，尽可能抑制Ti碳氮化物的析出，使Ti固溶、或使Ti碳氮化物成为簇状态。进而，内部的取向组{100}<011>～{223}<110>的极密度D1和晶体取向{332}<113>的极密度D2下降、表层的晶体取向{110}<001>的极密度D3上升。由此，减小热轧钢板的内面各向异性、提高热轧钢板的冷成形性。进而，减小连续变截面板的厚壁部与薄壁部的硬度差、也提高连续变截面板的冷成形性。以下，针对各工序详细进行叙述。
[加热工序(S1)]
首先，将板坯在加热炉中进行加热(加热工序)。加热工序中的各条件如下所述。
加热温度TS1：式(2)定义的温度SRTmin(℃)以上
以式(2)定义的加热温度SRTmin(℃)以上的加热温度TS1来加热板坯。
SRTmin＝10780/{5.13-log([Ti]×[C])}-273 (2)
式(2)中的各元素符号代入对应的元素含量。
加热温度TS1不足SRTmin时，板坯中的粗大的Ti碳氮化物不充分熔解。此时，热轧钢板内残留较多粗大Ti碳氮化物，其结果，BH量降低。因此，热轧钢板的强度降低。进而，不能充分得到通过析出硬化热处理的析出硬化的效果。加热温度为SRTmin以上时，可以充分得到冷轧时的成形性，且通过析出硬化而连续变截面板的拉伸强度变高。为了进一步提高操作效率的加热温度的优选的下限为1100℃。
在温度SRTmin以上的加热时间tS1：30分钟以上
加热温度变为SRTmin以上后的加热时间tS1为30分钟以上。此时，Ti碳氮化物可充分地熔解。优选的加热时间tS1为60分钟以上。此时，可以在板坯的厚度方向充分地均匀地加热。优选的加热时间tS1为240分钟以下。此时，能够抑制氧化皮过量地生成、能够抑制产量的降低。
需要说明的是，也可以不对铸造后的板坯进行再加热，而是直接输送至后述的粗轧机实施粗轧。
[粗轧工序(S2)]
对从加热炉抽出的板坯迅速实施粗轧来制造粗轧棒。粗轧时的条件如下所述。
实施特定轧制的道次数SPN：1以上
粗轧中，板坯的温度为1050～1150℃的范围、压下率20％以上的轧制定义为特定轧制。粗轧中，实施1次(1道次)以上特定轧制。即，实施特定轧制的道次数(特定道次数)SPN为1以上。
粗轧时的板坯温度若为不足1050℃，板坯的变形阻力变得过高，因此对粗轧机带来过大的负担。另一方面，粗轧时的板坯温度超过1150℃时，粗轧中产生的二次氧化皮过度生长，用粗轧后实施的去氧化皮有时不能充分地去除氧化皮。进而，1道次的压下率过低时，加工奥氏体继而活用再结晶的晶粒的细粒化、以及由于凝固组织导致的析出元素偏析的消除变得不充分。此时，精轧工序以后的工序中，Ti碳氮化物容易粗大地析出。因此，即使对冷轧所制造的中间品进行析出硬化热处理，析出硬化也不均匀、成形性降低。因此，特定道次数SPN为1次以上。
需要说明的是，不加热铸造后的板坯的、高温下直接输送实施粗轧的情况下，有时铸造组织残留、对连续变截面板用析出硬化热处理的析出硬化不均匀、冷成形性降低。因此，优选的是，对板坯以上述加热工序(S1)进行加热。
粗轧的总道次数TPN：2以上
粗轧实施2道次(多次)以上。即，粗轧时的总道次数TPN为2以上。实施多次粗轧时，反复奥氏体的加工和再结晶，能够使精轧前的奥氏体粒的平均粒径为100μm以下。此时，析出硬化热处理中，能够稳定地实现均质的析出硬化。总道次数TPN过多时、生产率降低。进而，粗轧棒的温度过度降低。因此，优选的总道次数TPN的上限为11。
总压下率RS2：60～90％
实施多道次的粗轧的情况下，粗轧时的总压下率RS2为60～90％。总压下率RS2不足60％时，钢板中的奥氏体粒径及偏析的不均匀未被充分消除，粗大的Ti碳氮化物大量析出。其结果，热轧钢板的强度降低、BH量也降低。另一方面，总压下率RS2超过90％时、其效果饱和。进而，总压下率RS2的增加导致道次数增加，因此生产率降低、且粗轧棒的温度也降低。
[精轧工序(S3)]
对于通过粗轧制造的粗轧棒实施精轧。精轧的各条件如下所述。
从粗轧结束后至精轧开始为止的时间tS3：150秒以内
从粗轧结束至精轧开始为止的时间tS3为150秒以内。时间tS3超过150秒时，粗轧棒中的奥氏体中固溶的Ti以粗大的Ti碳氮化物的形式析出、BH量不足15MPa。此时，析出硬化热处理后，有助于析出硬化的Ti碳氮化物量降低，因此连续变截面板的拉伸强度不足590MPa。
时间tS3超过150秒时，进而，精轧前奥氏体的粒生长加剧，精轧前的奥氏体粒的平均粒径超过100μm、粗大化。其结果，析出硬化热处理中的析出硬化的均质性降低。
时间tS3的下限没有特别限定。但是，时间tS3的优选的下限为30秒。精轧的轧制开始温度，如后所述为不足1080℃。时间tS3过短时，为了使精轧的开始温度为不足1080℃，必须在粗轧机与精轧机之间设置冷却装置。时间tS3为30秒以上时，可以不设置冷却装置，通过空气冷却使粗轧棒的温度不足1080℃。
精轧开始温度TS3：1000℃～不足1080℃
精轧开始时的粗轧棒的温度(精轧开始温度TS3)为1000℃～不足1080℃。温度TS3不足1000℃时，精轧时由于加工引发析出，奥氏体中的Ti以粗大的Ti碳氮化物的形式析出、BH量降低。因此，析出硬化热处理中析出的Ti碳氮化物量减少。另一方面，温度TS3高于1080℃时，精轧前及精轧机的各轧机间(道次间)，钢板的基铁与表面氧化皮之间产生气泡。气泡成为斑片、纺锤氧化皮缺陷的起点。因此，变得容易生成这些氧化皮缺陷。
精轧结束温度FT：Ar3相变点温度～1000℃
精轧结束温度FT为Ar3相变点温度～1000℃。温度FT不足Ar3相变点温度的情况下，难以生成贝氏体、热轧钢板中的贝氏体的面积率不足20％。因此，不仅热轧钢板的成形性降低、而且热轧钢板中的织构的各向异性增加。进而，粗大Ti碳氮化物增加，其结果，BH量降低。另一方面，温度FT超过1000℃时，精轧后的冷却中微细Ti碳氮化物的析出加剧，热轧钢板中的微细Ti碳氮化物的数密度n0超过1.0×1017个/cm3。其结果，析出硬化热处理中的微细Ti碳氮化物的析出量变得不充分、冷轧时的冷成形性降低。
Ar3相变点温度例如以下式(I)定义。
Ar3＝910-310×[C]+25×{[Si]+2×[Al]}-80×[Mneq] (I)
式(3)中的各元素符号代入对应的元素含量(质量％)。[Mneq]在不含硼(B)的情况下由(II)定义、含B的情况下由式(III)定义。
[Mneq]＝[Mn]+[Cr]+[Cu]+[Mo]+[Ni]/2+10([Nb]-0.02) (II)
[Mneq]＝[Mn]+[Cr]+[Cu]+[Mo]+[Ni]/2+10([Nb]-0.02)+1 (III)
精轧的总压下率RS3：75～95％
精轧例如通过串联轧机进行多道次的轧制。精轧时的总压下率RS3为75～95％。精轧中在轧制道次间进行再结晶化、轧制时不进行再结晶化。因此，进行多道次的轧制时，反复进行再结晶化与未再结晶。此时，奥氏体粒细粒化，能够将显微组织中的贝氏体分散为岛状。其结果，能够抑制热轧钢板的成形性的降低。
但是，总压下率RS3不足75％时，不能将奥氏体粒充分地细粒化而变得不均匀，显微组织中的贝氏体连结排列成列状。进而，粗大Ti碳氮化物大量析出、BH量降低。此时，热轧钢板的冷成形性降低。另一方面，总压下率RS3超过95％时，不仅上述的效果饱和，还对轧机造成过度的负担。因此，总压下率RS3为75～95％。
优选的是，各道次的压下率为10％以上。轧制道次间及精轧结束后，有时晶粒的生长过度进行、热轧钢板的韧性降低。因此，优选的是，精轧机的最终的3道次的平均压下率为10％以上。
最终2道次的总计压下率RF2：30％以上
最终2道次的总计压下率RF2为30％以上。总计压下率RF2为30％以上、且精轧结束温度FT为Ar3相变点以上时，能够促进奥氏体的再结晶、晶体取向的旋转被重置。因此，热轧钢板内部，取向组{100}<011>～{223}<110>的极密度D1的平均为4以下、{332}<113>的极密度D2为4.8以下。此时，热轧钢板的|Δr|为0.6以下、面内各向异性变小。另一方面，总计压下率RF2不足30％时，奥氏体的再结晶变得不充分，其结果，热轧钢板的|Δr|超过0.6。
优选的是，总压下率RF2为30％以上、且精轧结束温度FT为Ar3相变点温度+50℃以上。此时，奥氏体的再结晶被进一步促进。
形状比SR：3.5以上
形状比SR由以下式(3)定义。
形状比SR＝ld/hm (3)
此处，ld为精轧之中进行最终的压下的轧辊(最终辊)与钢板的接触弧长，由下式定义。
此处，L(mm)为上述轧辊的直径。hin为上述轧辊进辊侧的钢板的板厚(mm)。hout为上述轧辊出辊侧的钢板的板厚(mm)。
hm由下式定义。
hm＝(hin+hout)/2
形状比SR为3.5以上时，能够向热轧中的钢板的表层赋予充分的剪切应变。此时，能够使热轧钢板的表层的晶体取向{110}<001>的极密度D3为2.5以上、能够充分地降低连续变截面板中的厚壁部与薄壁部的硬度差。
精轧最终道次的优选的轧制速度FV：400mpm以上
精轧中的轧制速度没有特别限定。但是，精轧的各道次间的时间过长时，有时钢板中的奥氏体粒粗大化、热轧钢板的韧性降低。因此，精轧最终道次的轧制速度FV优选为400mpm以上。轧制速度FV的进一步优选的下限为650mpm。此时，贝氏体分散为岛状，因此热轧钢板的成形性进一步提高。轧制速度FV的上限没有特别限定。但是，由于设备限制，轧制速度FV的上限例如为1800mpm。
[冷却工序(S4)]
精轧结束后为了实现热轧钢板的显微组织，通过输出辊道的控制进行最适宜的冷却(冷却工序)。热轧工序(粗轧及精轧)中，钢板的显微组织为奥氏体。因此，热轧工序中，抑制基于加工引发析出的粗大的Ti碳氮化物的析出。另一方面，热轧工序后的冷却工序及卷取工序中，钢板的显微组织从奥氏体相变为铁素体。因此，这些工序中，以能够抑制铁素体内Ti碳氮化物的析出的方式调节热轧钢板的温度历程。具体而言，冷却工序的各条件如下所述。
精轧结束后至开始冷却为止的时间tS4：3秒以内
精轧结束后至开始冷却为止的时间tS4为3秒以内。时间tS4超过3秒时，相变前的奥氏体中，粗大Ti碳氮化物的析出加剧，结果固溶C量降低、BH量降低。此时，热轧钢板的拉伸强度降低、连续变截面板的拉伸强度降低。时间tS4超过3秒时，进而，热轧钢板中的奥氏体粒粗大化、显微组织中的贝氏体连结排列成列状。此时，热轧钢板的成形性降低。因此，时间tS4为3秒以内。
时间tS4的下限没有特别限定。但是，时间tS4过短时，轧制产生的层状的加工组织保留地被冷却，可以得到连结排列成列状的贝氏体。此时，有时热轧钢板的成形性降低。因此，时间tS4的优选的下限为0.4秒。
平均冷却速度CR：15℃/秒以上
直至冷却停止温度的平均冷却速度CR为15℃/秒以上。平均冷却速度CR不足15℃/秒时，冷却中生成珠光体，得不到作为目的的显微组织。平均冷却速度CR过慢时，进而，微细Ti碳氮化物大量析出、微细Ti碳氮化物的数密度n0超过1.0×1017个/cm3。另一方面，平均冷却速度CR过快时，变得难以控制冷却停止温度，得不到作为目的的显微组织。因此，平均冷却速度CR的优选的上限为150℃/秒。
冷却停止温度TS4：600℃以下
冷却停止温度TS4为600℃以下。冷却停止温度TS4超过600℃时，在卷取后，相变后的铁素体中容易进行Ti碳氮化物的析出、热轧钢板中的微细Ti碳氮化物的数密度n0超过1.0×1017个/cm3，并且BH量也降低。其结果，通过析出硬化热处理而析出的Ti碳氮化物的量减少、连续变截面板的拉伸强度降低。冷却停止温度TS4为600℃以下时，热轧钢板的显微组织中，贝氏体的面积率为20％以上、余量主要由铁素体构成。进而，热轧钢板中的微细Ti碳氮化物的数密度n0为1.0×1017个/cm3以下、热轧钢板中的Ti固溶或为簇状。
冷却停止温度TS4的优选的上限为550℃。此时，热轧钢板的显微组织中，贝氏体的面积率进一步提高。
冷却停止温度TS4过低时，卷材保持长时间沾水的状态，因此表面性状降低。因此，冷却停止温度TS4的优选的下限为50℃。为了降低冷轧时的轧制反作用力，冷却停止温度TS4的进一步优选的下限为450℃。
钢板温度经过Ar3相变温度后至开始卷取为止的时间内的总累计扩散距离Ltotal：0.15μm以下
为了抑制热轧钢板中的Ti碳氮化物的析出量，进而，限制从钢板的温度变为Ar3相变温度至开始卷取为止的时间(即，铁素体生成的时间)内Ti扩散的距离(总累计扩散距离Ltotal)。
Ti的铁素体中的扩散距离设为L、温度T℃下的体积扩散系数设为D(T+273)、扩散时间设为t。此时，扩散距离L由下式定义。
式(IV)中的D(T)使用Ti的扩散系数D0、活化能Q、及气体常数R，由式(4)定义。
D(T)＝D0×Exp{-Q/R(T+273)}
Ti的铁素体中的总累计扩散距离Ltotal为，从钢板的温度变为Ar3相变温度至开始卷取为止的时间内的、微小时间ΔtL(秒)的扩散距离L的累积。本说明书中，上述微小时间ΔtL为0.2秒。因此，总累计扩散距离Ltotal由式(4)定义。
式(4)求出的Ti的铁素体中的总累计扩散距离Ltotal超过0.15μm时，冷却中促进Ti碳氮化物的析出。此时，由于基于析出硬化热处理的Ti碳氮化物的析出量减少，因此连续变截面板的拉伸强度降低。因此，总累计扩散距离Ltotal为0.15μm。
[卷取工序(S5)]
冷却停止后，卷取热轧钢板。热轧钢板的卷取开始时的温度(卷取温度)CT为600℃以下。卷取温度超过600℃时，卷取中促进Ti碳氮化物的析出、热轧钢板中的微细Ti碳氮化物的数密度n0超过1.0×1017个/cm3、BH量也降低。因此，卷取温度CT为600℃以下。卷取温度CT的优选的上限为500℃。
通过以上的工序，制造本实施方式的热轧钢板。
[其它工序]
以热轧钢板的形状的矫正作为目的，可以在上述的全工序结束后实施压下率0.1～5％的平整轧制。
另外，也可以实施去除热轧钢板的表面附着的氧化皮的工序。去除氧化皮的工序中，可以实施使用盐酸或硫酸的一般的酸洗，也可以使用打磨机等实施表面研削。也可以利用等离子、气体燃烧器等实施表面熔削。可以组合这些处理来实施。
[连续变截面板]
本实施方式的连续变截面板的板厚在轧制方向呈逐渐减小状地变化。连续变截面板具备板厚较厚的部分即厚壁部、比厚壁部的板厚薄的薄壁部。连续变截面板使用上述的本实施方式的热轧钢板来制造。本实施方式的连续变截面板具有以下特征。
硬度比HR＝Htmax/Htmin：超过1.0～1.5
连续变截面板通过压制等冷加工成形为最终制品形状。如上所述，连续变截面板包含板厚不同的部分(厚壁部及薄壁部)。厚壁部与薄壁部的硬度差大时，连续变截面板的冷成形性降低。此时，对使用连续变截面板的最终制品冷加工时，有时连续变截面板的一部分断裂。
本实施方式的连续变截面板中，板厚最厚的部分(称为最厚壁部)的平均硬度Htmax相对于板厚最薄的部分(称为最薄壁部)的平均硬度Htmin的硬度比HR(即，HR＝Htmax/Htmin)超过1.0～1.5。硬度比HR为1.0以下的情况下，相对于厚壁部的硬度，薄壁部的硬度过高。此时，连续变截面板的冷成形性降低，对最终制品进行冷加工时，有时在薄壁部发生断裂。另一方面，硬度比HR超过1.5的情况下，相对于薄壁部的硬度、厚壁部的硬度过高。此时连续变截面板的成形性也降低。具体而言，增大最薄壁部的板厚THmin相对于最厚壁部的板厚THmax的比(THmin/THmax)，即使设为0.6左右，有时在厚壁部也发生断裂。因此，硬度比HR为超过1.0～1.5。硬度比HR的优选的下限为1.2。硬度比HR的优选的上限为1.4。
硬度比HR按以下方法测定。连续变截面板的最厚壁部的板厚方向的截面中，在最厚壁部的板厚中央位置、距表面的深度为板厚的1/4的位置、及距表面的深度为板厚的3/4的位置，测定硬度。硬度以基于JIS Z2244(2009)的维氏硬度试验求出。试验力设为98.07N。将3点的测定结果的平均值定义为平均硬度Htmax(HV)。同样地，在最薄壁部的板厚方向的截面中，在最薄壁部的板厚中央位置、距表面的深度为板厚的1/4的位置、及距表面的深度为板厚的3/4的位置，测定硬度，将其平均值定义为平均硬度Htmin(HV)。使用所得平均硬度Htmax及Htmin，求出硬度比HR。
最薄壁部中的平均位错密度ρ：1×1014m-2以下
尤其是，连续变截面板的最薄壁部要求优异的冷成形性。最薄壁部的平均位错密度ρ过高时，最薄壁部的冷成形性降低，通过冷加工成形为最终制品时，最薄壁部容易断裂。因此，最薄壁部中的平均位错密度ρ为1×1014m-2以下。优选的平均位错密度ρ为5×1014m-2。
最薄壁部的平均位错密度ρ按以下方法测定。采取包含最薄壁部的板厚方向的截面的样品。使用样品，由(110)、(211)及(220)的半值宽度算出平均位错密度ρ。具体而言，使用样品实施X射线衍射法(XRD)，分别求出(110)、(200)、(211)的衍射峰的半值宽度。基于各晶面的半值宽度，定义平均位错密度ρ(m-2)。具体而言，由半值宽度根据Willamson-Hall法(非专利文献1：G.K.Williams and W.H.Hall：Act.Metall.，1(1953)，22)求出应变ε。基于求出的应变ε与铁的伯格斯矢量b(b＝0.25nm)，根据ρ＝14.4ε2/b2(非专利文献2：G.K.Williams and R.E.Smallman：Philos.Mag.，8(1956)，34)求出平均位错密度ρ。
微细Ti碳氮化物(Ti(C，N))的数密度n1：超过2×1017个/cm3
为原料的热轧钢板中，尽可能地抑制Ti碳氮化物的生成。另一方面，连续变截面板中，要求高强度(拉伸强度为590MPa以上)。因此，通过实施后述的析出硬化热处理，连续变截面板内生成较多微细Ti碳氮化物(具有10nm以下的粒径的Ti碳氮化物)，提高强度。
本实施方式的连续变截面板中，粒径为10nm以下的微细Ti碳氮化物的数密度n1超过2×1017个/cm3。此时，析出硬化是充分的，连续变截面板的拉伸强度为590MPa以上。数密度n1的优选的下限为5×1015个/cm3。
数密度n1以与数密度n0同样的方法求出。具体而言，从连续变截面板的板厚中央部采取样品。使用采取的样品，以与数密度n0相同的方法求出数密度n1。总之，微细Ti碳氮化物的粒径为0.5～10nm。
本实施方式的连续变截面板具有上述特征。因此，连续变截面板具有高强度(590MPa以上的拉伸强度)，且尽管具有厚壁部和薄壁部，仍显示优异的冷成形性。
本实施方式的连续变截面板可以在表面形成镀锌层、也可以形成合金化镀锌层。
[连续变截面板的制造方法]
对上述的连续变截面板的制造方法的一例进行说明。本连续变截面板的制造方法使用上述的热轧钢板。本制造方法包含冷轧工序(S6)、析出硬化热处理工序(S7)。以下，针对各制造工序详细进行叙述。
[冷加工工序(S6)]
对上述的热轧钢板实施冷轧而制造连续变截面板形状的中间品。该冷轧例如使用具备一对轧辊的1台冷轧机。随后，对热轧钢板的长度方向的1处或多处以板厚呈逐渐减小状地变化的方式变更辊压下量进行轧制。此时，制造板厚在轧制方向变化的中间品。
冷轧时的压下率(冷轧率)R为超过5％～50％。即，最厚壁部的冷轧率Rmin为超过5％、在最薄壁部的冷轧率Rmax为50％以下。冷轧率R为5％以下时，作为下一工序的析出硬化热处理中微细Ti碳氮化物的析出位点的位错的导入量少，因此微细Ti碳氮化物的析出量少。此时，连续变截面板的强度降低。另一方面，冷轧率R超过50％时，冷轧时导入过量的位错。此时，析出硬化热处理中不引起充分的恢复，析出硬化热处理后也残留较多位错。因此，连续变截面板的冷成形性降低。冷轧率R超过50％时，进而，热轧钢板的表层的晶体取向{110}<001>的晶粒消失。此时，厚壁部与薄壁部的硬度差变大、冷成形性降低。
冷轧率R为超过5％～50％时，在冷轧后表层的晶体取向{110}<001>的晶粒仍残留。因此，能够抑制厚壁部与薄壁部的硬度差，能够确保连续变截面板的冷成形性。进而，连续变截面板的硬度比HR为超过1.0～1.5的范围内，因此可以得到优异的冷成形性。
[析出硬化热处理工序(S7)]
对通过冷轧而制造的中间品实施析出硬化热处理来制造连续变截面板。
析出硬化热处理中使用的热处理设备没有特别限定。热处理设备可以为连续热处理装置、也可以为间歇式的热处理炉。析出硬化热处理的各条件如下所述。
析出硬化热处理中的最高加热温度Tmax：600～750℃
析出硬化热处理中的最高加热温度Tmax为600～750℃。此时，通过冷轧导入的位错作为析出位点，微细Ti碳氮化物大量析出。最高加热温度Tmax不足600℃时，微细Ti碳氮化物的析出量变得不充分，不能提高连续变截面板的拉伸强度。另一方面，最高加热温度Tmax超过750℃时，析出硬化热处理中的在600℃以上的保持时间tK(tK>0)即使为极短的时间，微细Ti碳氮化物的析出也被过度促进，变为过时效。此时，也不能提高连续变截面板的拉伸强度。因此，最高加热温度Tmax为600～750℃。
保持时间tK：530-0.7×Tmax～3600-3.9×Tmax
析出硬化热处理中，在600℃以上的保持时间tK相对于最高加热温度Tmax满足式(5)。
530-0.7×Tmax≦tK≦3600-3.9×Tmax (5)
保持时间tK不足530-0.7×Tmax时，微细Ti碳氮化物的析出不充分地进行。另一方面，保持时间tK超过3600-3.9×Tmax时，Ti碳氮化物的析出被过度促进，变为过时效。
热处理指标IN：16500～19500
热处理指标IN使用析出硬化热处理的加热温度Tn(K)和从热处理开始至结束为止的时间t(单位为小时hr，以下称为热处理时间t)将如下的现象指标化，所述现象是由于位错的再排列及消失、碳氮化物的奥斯特瓦尔德生长等及属于基本过程的位错的滑移运动、交叉滑移、空孔的扩散导致位错的上升运动、合金元素的基体内扩散等热活化过程而产生的(非专利文献3：土山聡宏：熱処理42(2002)，163)。
该指标一般而言是将某恒定的温度T(℃)下仅保持时间t(秒)时以(T+273)(log(t/3600)+C)的形式赋予的回火参数扩张至产生连续地温度变动的热处理条件时的指标。最终到达的温度下的析出硬化热处理中，将热处理开始温度设为T1(℃)、用微小时间ΔtIN(秒)将热处理时间t分割、将第n个区间ΔtIN(＝tn)下的平均加热温度设为Tn(n为自然数)。具体而言，在求出T1下的热处理指标IN(此处，设为IN1)后，求出在连续的下一个微小时间区域ΔtIN内的平均加热温度T2下达到与IN1同等的值的微小时间t1。使用求出的微小时间t1，求出T2下的(ΔtIN+t1)时间内的IN，将求出的IN作为热处理开始～t2期间内的热处理指标IN。通过反复进行同样的计算，能够求出直至第n个区间的热处理指标IN。此时，直至第n个区间的析出硬化热处理结束的时刻的热处理指标IN由式(6)定义。需要说明的是，本发明中微小时间ΔtIN为1秒。
IN＝(Tn+273)(log(tn/3600)+20) (6)
此处，式(6)中的tn由式(7)定义。
tn/3600＝10X+ΔtIN/3600 (7)
此处，X＝((Tn-1+273)/(Tn+273))(log(tn-1/3600)+20)-20。另外，t1＝ΔtIN。
式(6)中的Tn由式(8)定义。
Tn＝Tn-1+αΔtIN (8)
此处，α为温度Tn-1下的升温速度或冷却速度(℃/秒)。
热处理指标IN超过19500时，过度进行微细Ti碳氮化物的析出，有时变为过时效。进而，位错的恢复过度进行而拉伸强度降低。另一方面，热处理指标IN不足16500的情况下，不充分地进行微细Ti碳氮化物的析出。此情况下，也得不到所期望的拉伸强度。进而，位错的恢复不进行、不改善延性，因此连续变截面板的成形性降低。
通过以上的制造工序，制造具有上述特征的连续变截面板。
[其它工序]
热轧钢板的制造工序中，可以实施镀锌处理工序、也可以在上述的析出硬化热处理后实施镀锌处理工序。镀锌处理工序中也可以实施析出硬化热处理。对形成有镀锌层的热轧钢板，也可以实施另外的表面处理。对酸洗后的连续变截面板实施镀锌处理的情况下，根据需要可以实施合金化处理形成合金化镀锌层。此时，连续变截面板得到优异的耐腐蚀性、且对点焊等各种焊接的焊接抵抗性提高。
实施例
[热轧钢板的评价]
[制造方法]
制造具有表1所述的化学组成的钢水、使用该钢水制造板坯。
[表1]
使用板坯以表2所示的条件制造热轧钢板。
[表2]
参照表2，首先，对表2中的“钢种”栏所述的钢种的板坯以表2所述的熔体化温度SRTmin(℃)实施熔体化处理。之后，以加热工序(S1)中的加热温度TS1℃对板坯加热tS1分钟。对加热后的板坯实施粗轧工序(S2)制造粗轧棒。此时的总道次数TPN(次)、总压下率RS2(％)、特定道次数SPN(次)如表2所示。
使用制造的粗轧棒实施精轧工序(S3)。此时，从粗轧结束后至精轧开始为止的时间tS3(秒)、精轧开始温度TS3(℃)、总压下率RS3(％)、最终2道次压下率RF2(％)、及精轧结束温度FT(℃)、形状比SR分别如表2所示。
对精轧结束后的热轧钢板实施冷却工序(S4)。冷却工序中，精轧结束后至开始冷却为止的时间tS4(秒)、平均冷却速度CR(℃/秒)、冷却停止温度TS4(℃)、及总累计扩散距离Ltotal(μm)分别如表2所示。
对冷却工序后的热轧钢板实施卷取工序(S5)。卷取温度CT如表2所示。
[评价试验]
对由以上的制造工序得到的热轧钢板，实施以下试验。
[显微组织观察试验]
从各热轧编号的热轧钢板采取样品，通过上述的方法实施显微组织观察。随后，通过上述的方法鉴定各热轧编号的显微组织内的相，求出各相的面积率(％)。表3示出各相的面积率。表3中的贝氏体栏记载了贝氏体的面积率(％)。其它栏中，“PF”表示多边形铁素体的面积率。“M”表示马氏体的面积率。“P”表示珠光体的面积率。“加工F”表示加工铁素体的面积率。本实施例中，作为对象的铁素体粒的周长设为lq、其圆当量径设为dq的情况下，将满足lq/dq≧3.5的定义为加工铁素体。
[微细Ti碳氮化物的数密度n0及BH量测定试验]
从各热轧编号的板厚中央部采取样品，通过上述的方法求出微细Ti碳氮化物的数密度n0及BH量。求出的数密度n0及BH量示于表3。
[极密度D1～D3测定试验]
取向组{100}<011>～{223}<110>的极密度D1、晶体取向{332}<113>的极密度D2、及晶体取向{110}<001>的极密度D3通过上述的方法求出。所得极密度D1～D3示于表3。
[拉伸试验]
从各热轧编号采取基于JIS Z2201的5号试验片。使用采取的5号试验片，常温下实施基于JIS Z2241的拉伸试验，求出屈服强度YP(MPa)、拉伸强度TS(MPa)及断裂伸长率El(％)。求出的屈服强度YP(MPa)、拉伸强度TS(MPa)及断裂伸长率El(％)示于表3。
进而，为面内各向异性的指标的|Δr|按以下方法求出。从热轧钢板板宽的1/4部采取试验片。使用试验片，求出轧制方向的塑性应变比(r0)、相对于轧制方向为45°方向的塑性应变比(r45)、相对于轧制方向为90°方向(板宽方向)的塑性应变比(r90)。使用求出的值，通过下式求出|Δr|。
|Δr|＝|(r0-2×r45+r90)/2|
热轧钢板的拉伸强度的目标分别如下所示。
980MPa级的钢种A：超过915MPa
780MPa级的钢种B、D及J：超过715MPa
690MPa级的钢种C、E、F、H、I及L：超过625MPa
590MPa级的钢种G、K、M、N、O及P：超过525MPa
热轧钢板的断裂伸长率El为13％以上时，判断为析出硬化热处理后的连续变截面板不易发生压制开裂，热轧钢板及连续变截面板显示优异的冷成形性。
为面内各向异性的指标的|Δr|为0.6以下时，判断为面内各向异性小，热轧钢板显示优异的冷成形性。另一方面，|Δr|超过0.6的情况下，判断为面内各向异性大，必需切边，产量变低。
[试验结果]
试验结果示于表3。
[表3]
热轧编号1、2、4、14、及18～23的化学组成是适宜的，制造条件也是适宜的。因此，显微组织中贝氏体的面积率为20％以上、余量主要为铁素体。进而，极密度D1～D3也均是适宜的。进而，Ti碳氮化物的数密度n0为1×1017个/cm3以下。因此，得到了高拉伸强度。进而，断裂伸长率为达到热轧钢板具有优异的冷成形性的指标的13％以上。进而，|Δr|为0.6以下、面内各向异性足够低。
另一方面，热轧编号3中，化学组成虽是适宜的，但加热温度TS1不足SRTmin。因此，微细Ti碳氮化物的数密度n0虽然低，但粗大Ti碳氮化物残留较多，BH量低。其结果，热轧钢板的拉伸强度低至715MPa以下。
热轧编号5中，粗轧工序中的总压下率RS2过低。因此，奥氏体粒径、偏析的不均匀未被充分地消除，对强化不起作用的粗大的Ti碳氮化物大量析出。微细Ti碳氮化物的数密度n0虽然低，BH量变低。其结果，热轧钢板的拉伸强度低至715MPa以下，进而，断裂伸长率也低至不足13％、热轧钢板的冷成形性低。
热轧编号6中，粗轧工序中，1050～1150℃的温度区域进行压下率20％以上的轧制的特定道次数SPN不足1、即为0。因此，奥氏体粒径、偏析的不均匀未被充分地消除，对强化不起作用的粗大的Ti碳氮化物大量析出，BH量变低。其结果，热轧钢板的拉伸强度低至715MPa以下，进而，断裂伸长率也低至不足13％。
热轧编号7中，至精轧开始为止的时间tS3过长。因此，Ti碳氮化物粗大化、BH量变低。其结果，拉伸强度低至715MPa以下。
热轧编号8的精轧温度的开始温度TS3过低。因此，BH量变低。其结果，热轧钢板的特性(拉伸强度TS、断裂伸长率EL、及|Δr|)虽然没有问题，但如后所述，以热轧编号8的热轧钢板制造的连续变截面板的冷成形性低。
热轧编号9中，精轧时的总压下率RS3过低。因此，奥氏体粒不微细化、促进不均匀的析出。其结果，BH量变低。进而，贝氏体形成为列状。其结果，断裂伸长率不足13％、热轧钢板的冷成形性低。
热轧编号10中，最终2道次的压下率RF2不足30％。因此，最终压下后的板厚中心部的再结晶不充分，其结果，极密度D1不足4。因此，|Δr|超过0.6。
热轧编号11中，精轧后至冷却开始为止的时间tS4过长。因此，粗大Ti碳氮化物过量增加、BH量变低。其结果，拉伸强度低至715MPa以下。
热轧编号12中，冷却工序中的平均冷却速度CR过慢。进而，冷却停止温度TS4高、累计扩散距离Ltotal过大。因此，微细Ti碳氮化物的数密度n0过高。其结果，拉伸强度低至715MPa以下。
热轧编号13中，冷却停止温度TS4及卷取温度CT均过高。因此，不产生贝氏体、微细Ti碳氮化物的数密度n0也过高。其结果，热轧钢板的特性(拉伸强度TS、断裂伸长率EL、及|Δr|)虽然没有问题，但如后所述，以热轧编号13的热轧钢板制造的连续变截面板的冷成形性低。
热轧钢板15中，精轧工序中的精轧结束温度FT不足Ar3点。因此，显微组织内的贝氏体的面积率过低、多边形铁素体的面积率也低。进而，粗大Ti碳氮化物大量析出、BH量变得不足15MPa。进而，极密度D1及D2过高。其结果，|Δr|超过0.6、面内各向异性大。进而，断裂伸长率EL不足13％、热轧钢板的冷成形性低。
热轧编号16中，精轧的结束温度FT过高。进而，累计扩散距离Ltotal过大。因此，微细Ti碳氮化物的数密度n0过高。其结果，热轧钢板的特性(拉伸强度TS、断裂伸长率EL、及|Δr|)虽然没有问题，但如后所述，以热轧编号16的热轧钢板制造的连续变截面板的冷成形性低。
热轧编号17中，冷却停止温度TS4过高、且累计扩散距离Ltotal过大。因此，不产生贝氏体、Ti碳氮化物的数密度n0过高。其结果，热轧钢板的特性(拉伸强度TS、断裂伸长率EL、及|Δr|)虽然没有问题，但如后所述，以热轧编号17的热轧钢板制造的连续变截面板的冷成形性低。
热轧编号24的C含量过高。因此，不生成贝氏体、铁素体的面积率也低。其结果，断裂伸长率El过低。
热轧编号25中，C含量过低。因此，不生成贝氏体及铁素体、拉伸强度过低。
热轧编号26中，Ti含量过高。因此，极密度D1及D2过高、|Δr|超过0.6。
热轧编号27中，Ti含量过低。进而，累计扩散距离Ltotal过大。因此，形成粗大Ti碳氮化物、BH量降低。其结果，热轧钢板的拉伸强度低。
热轧编号28中，Ti含量过低。进而，F1值不足0、不满足式(1)。其结果，拉伸强度过低。
热轧编号29中，N含量过高。因此，微细Ti碳氮化物的数密度n0过高、拉伸强度低。
热轧编号30中，化学组成是适宜的，F1满足式(1)。但是，形状比SR过低。因此，极密度D3过低。其结果，如后所述，连续变截面板的硬度比HR超过1.5、连续变截面板的冷成形性低。
热轧编号31中，化学组成虽是适宜的，但F1不满足式(1)。其结果，拉伸强度过低。
[连续变截面板的制造]
接着，使用表3所示的各热轧编号的热轧钢板、以表4所示的条件制造连续变截面板。
[表4]
具体而言，使用表4所示的热轧编号的热轧钢板，首先实施冷轧，制造连续变截面板形状的中间品。冷轧率的最小值Rmin及最大值Rmax示于表4。
对于冷轧后的中间品，以表4所示的条件实施析出硬化热处理来制造连续变截面板。表4中的“加热方式”栏的“CAL”表示使用连续式的热处理设备。“BAF”表示使用间歇式的热处理炉。表4中的F2表示F2＝530-0.7×Tmax、F3表示F3＝3600-3.9×Tmax。
表4中的“强度级别”栏，将析出硬化热处理后的各钢板的强度级别以440、590、780、980表示。热处理后的拉伸强度为800MPa的情况下为780MPa级别。
进而，对于表4中的“镀覆”栏中为“有”的冷轧编号的连续变截面板，实施热浸镀锌处理、形成镀覆层。
[评价试验]
[位错密度ρ]
通过上述的方法求出位错密度ρ。求出的位错密度ρ示于表4。
[微细Ti碳氮化物的数密度n1]
针对微细Ti碳氮化物的数密度n1，通过上述的方法求出。求出的数密度n1示于表4。
[硬度比HR]
基于上述的方法，求出硬度比HR。求出的硬度比HR示于表4。
[成形性评价试验]
对于连续变截面板实施压制加工试验。压制加工试验中，对模拟了B柱的帽形模型(R5、成形高度50mm、底部80mm)以BHF120kN进行压制试验。
“压制开裂”是指，棱线发生开裂的情况下判断为“有”，未发生的情况下判断为“无”。开裂的有无以目视来判断。
“部件强度”是使用对R5mm、底部40mm、成形高度40mm、两凸缘部25mm、长度300mm的帽部件的凸缘部以及110mm×300mm的背板进行点焊后，焊接顶板(250mm见方)的抗碎试验片，在长轴方向施加压缩负载时的抗碎强度高于同强度级别、基准的情况记作“○”、未满足基准的情况记作“×”。进而，压制时产生开裂，因此不能进行抗碎试验的情况记作“-”。
[试验结果]
连续变截面板的试验结果示于表4。参照表4，冷轧编号1-1、2-1、2-8、4-1、14-1、18-1、18-2、19-1、20-1、21-1、22-1及23-1中，热轧钢板是适宜的、且制造条件也是适宜的。因此，连续变截面板的位错密度ρ为1×1014m-2以下、微细Ti碳氮化物的数密度n1超过2×1017个/cm3。进而，硬度比HR为超过1.0～1.5。因此，压制加工下不发生开裂、静态抗碎强度也高于基准。进而，拉伸强度TS均为590MPa以上。因此，可以得到具有优异的强度及成形性的连续变截面板。
另一方面，冷轧编号2-2中，最厚壁部的冷轧率R不足5％。因此，平均硬度比HR超过1.5。连续变截面板的厚壁部的硬度与薄壁部的硬度产生差，因此压制时发生开裂、成形性低。
冷轧编号2-3中，冷轧时最薄壁部的冷轧率R超过50％。因此，最薄壁部的位错密度ρ过高、压制时发生开裂。
冷轧编号2-4中，析出硬化热处理的最高加热温度Tmax过低。因此，最薄壁部的位错密度ρ过高。进而，微细Ti碳氮化物的数密度n1过低。其结果，压制时发生开裂、连续变截面板的成形性低。
冷轧编号2-5中，析出硬化热处理中的最高加热温度Tmax过高。进而，热处理指标IN过高。因此，Ti碳氮化物的数密度n1过低、压制加工后的强度过低。
冷轧编号2-6中，析出硬化热处理的600℃以上的保持时间tK过长。因此，微细Ti碳氮化物的数密度n1过低、压制加工后的强度低。
冷轧编号2-7中，热处理指标IN过高。因此，微细Ti碳氮化物的数密度n1过低、压制加工后的强度过低。
冷轧编号2-9中，析出硬化热处理中的最高加热温度Tmax过低，进而，热处理指标IN也低。因此，微细Ti碳氮化物的数密度n1过低。进而，平均硬度比HR过高。其结果，压制时发生开裂。
冷轧编号2-10中，析出硬化热处理中的最高加热温度Tmax过高。其结果，微细Ti碳氮化物的数密度n1过低、得不到压制加工后的强度。
冷轧编号2-11中，析出硬化热处理的600℃以上的保持时间tK过短。其结果，位错密度ρ过高、微细Ti碳氮化物的数密度n1过低。进而平均硬度比HR过高。其结果，压制时发生开裂。
冷轧编号2-12中，析出硬化热处理的热处理指标IN过低。其结果，位错密度ρ过高、微细Ti碳氮化物的数密度n1过低。进而平均硬度比HR过高。
冷轧编号3-1中，热轧钢板中，BH量过低。因此，连续变截面板的制造条件虽是适宜的，但微细Ti碳氮化物的数密度n1过低。其结果，压制加工后的强度低。
冷轧编号5-1及6-1中，热轧钢板中，BH量过低、断裂伸长率El过低。因此，冷轧中发生开裂。
冷轧编号7-1及8-1中，利用的热轧钢板的BH量过低。因此，微细Ti碳氮化物的数密度n1过低。进而，平均硬度比HR过低。其结果，压制时发生开裂。
冷轧编号9-1中，利用的热轧钢板的BH量过低、断裂伸长率El过低。因此，冷轧中发生开裂。
冷轧编号10-1中，利用的热轧钢板的极密度D1过高、|Δr|过高。因此，平均硬度比HR过高、压制加工时发生开裂。
冷轧编号11-1中，利用的热轧钢板的BH量过低。另外，冷轧编号12-1及13-1中，利用的热轧钢板的微细Ti碳氮化物的数密度n0过高。因此，微细Ti碳氮化物的数密度n1过低。进而，平均硬度比HR过低。其结果，压制时发生开裂。
冷轧编号15-1中，利用极密度D1及D2高、面内各向异性大的热轧钢板。因此，冷轧中发生断裂。
冷轧编号16-1及17-1中，利用的热轧钢板的微细Ti碳氮化物的数密度n0过高。因此，微细Ti碳氮化物的数密度n1过低。进而，平均硬度比HR过低。其结果，压制时发生开裂。
冷轧编号18-3中，虽然使用适宜的热轧钢板，但析出硬化热处理中的最高加热温度Tmax过高、且热处理指标IN过高。因此，微细Ti碳氮化物的数密度n1过低、平均硬度比HR过高。其结果，压制时发生开裂。
冷轧编号24-1中，使用C含量过高的热轧钢板。因此，冷轧中发生断裂。
冷轧编号25-1中，使用C含量过低的热轧钢板。因此，微细Ti碳氮化物的数密度n1过低、平均硬度比HR也过低。其结果，压制加工发生开裂。
冷轧编号26-1中，使用Ti含量过高、极密度D1及D2高的热轧钢板。因此，位错密度ρ过高、平均硬度比HR过高。其结果，压制加工时发生开裂。
冷轧编号27-1及28-1中，使用Ti含量过低的热轧钢板。因此，微细Ti碳氮化物的数密度n1过低、硬度比HR过高。其结果，压制加工时发生开裂。
冷轧编号29-1中，使用N含量过高的热轧钢板。其结果，冷轧中发生断裂。
冷轧编号30-1中，利用的热轧钢板的极密度D3过低。因此，硬度比HR过高、压制加工时发生开裂。
冷轧编号31-1中，利用的热轧钢板中，F1不满足式(1)。其结果，微细Ti碳氮化物的数密度n1过低、硬度比HR过高。其结果，压制加工时发生开裂。
以上，对本发明的实施方式进行了说明。但是，上述的实施方式不过是为了实施本发明的示例。因此，本发明不限定于上述的实施方式，可以在不超过其主旨的范围内适宜变更上述实施方式来实施。
产业上的可利用性
根据本实施方式，能够得到具有590MPa以上的拉伸强度，并且具有优异的冷成形性的连续变截面板。本发明的连续变截面板能够用于以汽车的骨架部件为首的要求冲击吸收能量、刚性及疲劳强度等性能的内板部件、结构部件、行走部件等用途，在产业上的贡献极为显著。

Claims (20)

1.一种热轧钢板，其为连续变截面板用的热轧钢板，具有如下的化学组成和显微组织：
所述化学组成以质量％计含有
C：0.03～0.1％、
Si：1.5％以下、
Mn：1.0～2.5％、
P：0.1％以下、
S：0.02％以下、
Al：0.01～1.2％、
N：0.01％以下、
Ti：0.015～0.15％、
Nb：0～0.1％、
Cu：0～1％、
Ni：0～1％、
Mo：0～0.2％、
V：0～0.2％、
Cr：0～1％、
W：0～0.5％、
Mg：0～0.005％、
Ca：0～0.005％、
稀土元素：0～0.1％、
B：0～0.005％、及
选自由Zr、Sn、Co及Zn组成的组中的1种以上：总计0～0.05％，余量为Fe及杂质，满足式(1)；
所述显微组织以面积率计含有20％以上的贝氏体，以面积率计余量的50％以上为铁素体，
在距所述热轧钢板的表面的深度为板厚的1/2的位置，包含晶体取向{100}<011>、{116}<110>、{114}<110>、{113}<110>、{112}<110>、{335}<110>及{223}<110>的取向组{100}<011>～{223}<110>的极密度的平均值为4以下，且晶体取向{332}<113>的极密度为4.8以下，
在距所述热轧钢板的表面的深度为板厚的1/8的位置，晶体取向{110}<001>的极密度为2.5以上，
所述热轧钢板中的Ti碳氮化物之中，粒径10nm以下的微细Ti碳氮化物的数密度为1.0×1017个/cm3以下，
烧结硬化量为15MPa以上，
[Ti]-48/14×[N]-48/32×[S]≧0 (1)
此处，式(1)中的各元素符号代入对应的元素含量、单位为质量％。
2.根据权利要求1所述的热轧钢板，其中，
所述化学组成含有选自由
Nb：0.005～0.1％、
Cu：0.005～1％、
Ni：0.005～1％、
Mo：0.005～0.2％、
V：0.005～0.2％、
Cr：0.005～1％、及
W：0.01～0.5％组成的组中的1种或2种以上。
3.根据权利要求1所述的热轧钢板，其中，
所述化学组成含有选自由
Mg：0.0005～0.005％、
Ca：0.0005～0.005％、及
稀土元素：0.0005～0.1％组成的组中的1种或2种以上。
4.根据权利要求2所述的热轧钢板，其中，
所述化学组成含有选自由
Mg：0.0005～0.005％、
Ca：0.0005～0.005％、及
稀土元素：0.0005～0.1％组成的组中的1种或2种以上。
5.根据权利要求1所述的热轧钢板，其中，
所述化学组成含有
B：0.0002～0.005％。
6.根据权利要求2所述的热轧钢板，其中，
所述化学组成含有
B：0.0002～0.005％。
7.根据权利要求3所述的热轧钢板，其中，
所述化学组成含有
B：0.0002～0.005％。
8.根据权利要求4所述的热轧钢板，其中，
所述化学组成含有
B：0.0002～0.005％。
9.根据权利要求1～权利要求8中任一项所述的热轧钢板，其中，
所述化学组成含有总计0.005～0.05％的
选自由Zr、Sn、Co及Zn组成的组中的1种以上。
10.一种连续变截面板，其为板厚在轧制方向呈逐渐减小状地变化的连续变截面板，其具备
厚壁部、和
比所述厚壁部薄的薄壁部，
所述连续变截面板中，板厚最厚的最厚壁部的平均硬度Htmax与所述板厚最薄的最薄壁部的平均硬度Htmin之比大于1.0且为1.5以下，
所述最薄壁部的平均位错密度为1×1014m-2以下，
粒径10nm以下的微细Ti碳氮化物的数密度超过2×1017个/cm3。
11.根据权利要求10所述的连续变截面板，其是使用权利要求1所述的热轧钢板而制造的。
12.根据权利要求10或权利要求11所述的连续变截面板，其还在表面具备镀锌层。
13.一种连续变截面板用热轧钢板的制造方法，其具备：将板坯以式(2)定义的温度SRTmin以上进行加热的工序，所述板坯以质量％计含有C：0.03～0.1％、Si：1.5％以下、Mn：1.0～2.5％、P：0.1％以下、S：0.02％以下、Al：0.01～1.2％、N：0.01％以下、Ti：0.015～0.15％、Nb：0～0.1％、Cu：0～1％、Ni：0～1％、Mo：0～0.2％、V：0～0.2％、Cr：0～1％、W：0～0.5％、Mg：0～0.005％、Ca：0～0.005％、稀土元素：0～0.1％、B：0～0.005％、及选自由Zr、Sn、Co及Zn组成的组中的1种以上：总计0～0.05％，余量为Fe及杂质，满足式(1)；
对加热后的板坯，以60～90％的总压下率实施粗轧，且所述粗轧中，板坯温度为1050～1150℃时以20％以上的压下率实施1道次以上轧制而制造粗轧棒的工序；
所述粗轧结束后，150秒以内对所述粗轧棒开始精轧，精轧开始时的所述粗轧棒的温度为1000℃～不足1080℃，实施总压下率为75～95％、最终的2道次的总计压下率为30％以上、精轧结束温度为Ar3相变温度～1000℃、式(3)定义的形状比SR为3.5以上的精轧，从而制造钢板的工序；
精轧结束后，3秒以内开始所述钢板的冷却，使冷却停止温度为600℃以下、直至冷却停止温度的平均冷却速度为15℃/秒以上来对所述钢板进行冷却，使式(4)定义的、所述钢板的温度经过Ar3相变温度后至开始卷取为止的时间内的总累计扩散距离Ltotal为0.15μm以下的工序；及
对冷却后的所述钢板以600℃以下的卷取温度进行卷取的工序，
[Ti]-48/14×[N]-48/32×[S]≧0％ (1)
SRTmin＝10780/{5.13-log([Ti]×[C])}-273 (2)
SR＝ld/hm (3)
此处，式(1)及式(2)中的各元素符号代入对应的元素含量、单位为质量％，式(3)中的ld为精轧中进行最终的压下的轧辊与钢板的接触弧长，由下式定义，
此处，L为所述轧辊的直径(mm)，hin为所述轧辊的进辊侧的钢板的板厚(mm)，hout为所述轧辊的出辊侧的钢板的板厚(mm)，hm由下式定义，
hm＝(hin+hout)/2
式(4)中的ΔtL为所述钢板的温度经过Ar3相变温度后至开始卷取为止的时间内的微小时间、为0.2秒，D(T)为T℃下Ti的体积扩散系数，将Ti的扩散系数设为D0、活化能设为Q、气体常数设为R时由下式定义，
D(T)＝D0×Exp{-Q/R(T+273)}。
14.根据权利要求13所述的制造方法，其中，
所述板坯含有选自由
Nb：0.005～0.1％、
Cu：0.005～1％、
Ni：0.005～1％、
Mo：0.005～0.2％、
V：0.005～0.2％、
Cr：0.005～1％、及
W：0.01～0.5％组成的组中的1种或2种以上。
15.根据权利要求13所述的制造方法，其中，
所述板坯含有选自由
Mg：0.0005～0.005％、
Ca：0.0005～0.005％、及
稀土元素：0.0005～0.1％组成的组中的1种以上。
16.根据权利要求13所述的制造方法，其中，
所述板坯含有
B：0.0002～0.005％。
17.根据权利要求13所述的制造方法，其中，
所述板坯含有总计0.005～0.05％的
选自由Zr、Sn、Co及Zn组成的组中的1种以上。
18.一种连续变截面板的制造方法，其为使用通过权利要求13～权利要求17中任一项所述的制造方法制造的热轧钢板而制造连续变截面板的方法，其具备：
以使板厚在所述热轧钢板的长度方向呈逐渐减小状地变化的方式，边在超过5％～50％的范围变更压下率边对所述热轧钢板实施冷轧而制造冷轧钢板的工序；及
对所述冷轧钢板实施析出硬化热处理的工序，
所述析出硬化热处理中，最高加热温度Tmax为600～750℃，
在600℃以上的保持时间tK(秒)相对于所述最高加热温度Tmax满足式(5)，
式(6)定义的热处理指标IN为16500～19500，
530-0.7×Tmax≦tK≦3600-3.9×Tmax (5)
IN＝(Tn+273)(log(tn/3600)+20) (6)
此处，式(6)中的tn(秒)由式(7)定义，
tn/3600＝10X+ΔtIN/3600 (7)
此处，X＝((Tn-1+273)/(Tn+273))(log(tn-1/3600)+20)-20，另外，t1＝ΔtIN、ΔtIN为1秒，
式(6)中的Tn(℃)由式(8)定义，
Tn＝Tn-1+αΔtIN (8)
此处，α为温度Tn-1下的升温速度或冷却速度(℃/秒)。
19.根据权利要求18所述的连续变截面板的制造方法，其还任选在对所述板坯进行加热的工序前、对精轧后的所述钢板进行冷却的工序前、对冷却后的所述钢板进行卷取的工序前、及所述析出硬化热处理的工序后具备实施镀锌处理的工序。
20.根据权利要求19所述的制造方法，其还在实施所述镀锌处理后具备以450～600℃实施合金化处理的工序。
CN201580021264.8A 2014-04-23 2015-04-23 连续变截面板用热轧钢板、连续变截面板、及它们的制造方法 Expired - Fee Related CN106232851B (zh)

Applications Claiming Priority (5)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2014-088778 2014-04-23
JP2014-088779 2014-04-23
JP2014088778 2014-04-23
JP2014088779 2014-04-23
PCT/JP2015/002212 WO2015162932A1 (ja) 2014-04-23 2015-04-23 テーラードロールドブランク用熱延鋼板、テーラードロールドブランク、及びそれらの製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN106232851A CN106232851A (zh) 2016-12-14
CN106232851B true CN106232851B (zh) 2018-01-05

Family

ID=54332106

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201580021264.8A Expired - Fee Related CN106232851B (zh) 2014-04-23 2015-04-23 连续变截面板用热轧钢板、连续变截面板、及它们的制造方法

Country Status (11)

Country Link
US (3) US10329637B2 (zh)
EP (1) EP3135788B1 (zh)
JP (1) JP6369537B2 (zh)
KR (1) KR101863486B1 (zh)
CN (1) CN106232851B (zh)
CA (1) CA2944863A1 (zh)
ES (1) ES2688729T3 (zh)
MX (1) MX2016013898A (zh)
PL (1) PL3135788T3 (zh)
RU (1) RU2661692C2 (zh)
WO (1) WO2015162932A1 (zh)

Families Citing this family (35)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2016005780A1 (fr) * 2014-07-11 2016-01-14 Arcelormittal Investigación Y Desarrollo Sl Tôle d'acier laminée à chaud et procédé de fabrication associé
US11401571B2 (en) 2015-02-20 2022-08-02 Nippon Steel Corporation Hot-rolled steel sheet
WO2016132549A1 (ja) 2015-02-20 2016-08-25 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板
US10689737B2 (en) 2015-02-25 2020-06-23 Nippon Steel Corporation Hot-rolled steel sheet
WO2016135898A1 (ja) 2015-02-25 2016-09-01 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板
EP3495527A4 (en) * 2016-08-05 2019-12-25 Nippon Steel Corporation STEEL SHEET, AND PLATED STEEL SHEET
BR112019000306B1 (pt) 2016-08-05 2023-02-14 Nippon Steel Corporation Chapa de aço e chapa de aço galvanizada
MX2019000576A (es) 2016-08-05 2019-09-02 Nippon Steel Corp Lámina de acero y lámina de acero chapada.
US10889879B2 (en) 2016-08-05 2021-01-12 Nippon Steel Corporation Steel sheet and plated steel sheet
JP6753204B2 (ja) * 2016-08-09 2020-09-09 日本製鉄株式会社 鋼板および鋼板の製造方法
TWI639713B (zh) * 2017-03-31 2018-11-01 新日鐵住金股份有限公司 Hot rolled steel sheet and steel forged parts and manufacturing method thereof
CN106929741A (zh) * 2017-05-10 2017-07-07 高金建 一种用于锻造高压电磁阀阀杆的合金钢
CN106929761A (zh) * 2017-05-11 2017-07-07 高金建 一种用于制造手机外壳的新型不锈钢
CN107419156A (zh) * 2017-05-14 2017-12-01 高金建 一种用于墙面装饰的不锈钢
WO2019226197A1 (en) * 2018-05-25 2019-11-28 Kingston William R Impact resistant high strength steel
WO2019009410A1 (ja) * 2017-07-07 2019-01-10 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板及びその製造方法
US10633726B2 (en) * 2017-08-16 2020-04-28 The United States Of America As Represented By The Secretary Of The Army Methods, compositions and structures for advanced design low alloy nitrogen steels
KR102098478B1 (ko) 2018-07-12 2020-04-07 주식회사 포스코 고강도, 고성형성, 우수한 소부경화성을 갖는 열연도금강판 및 그 제조방법
CN112437816B (zh) * 2018-07-27 2022-06-17 日本制铁株式会社 高强度钢板
JP6798643B2 (ja) * 2018-11-28 2020-12-09 日本製鉄株式会社 熱延鋼板
US11939650B2 (en) 2018-11-28 2024-03-26 Nippon Steel Corporation Hot-rolled steel sheet
US20220090224A1 (en) * 2019-01-09 2022-03-24 Nippon Steel Corporation Hot-rolled steel sheet and weld joint, and methods for producing same
JP7248885B2 (ja) * 2019-01-24 2023-03-30 日本製鉄株式会社 鋼板及び鋼板の製造方法
WO2020196311A1 (ja) * 2019-03-22 2020-10-01 日本製鉄株式会社 高強度鋼板及びその製造方法
EP3963114A1 (en) * 2019-04-30 2022-03-09 Tata Steel IJmuiden B.V. Process for producing batch annealed tailor rolled strip
CN110236263A (zh) * 2019-06-25 2019-09-17 温州市三盟鞋业有限公司 一种高跟鞋鞋底
CN110863147B (zh) * 2019-11-19 2021-08-17 山东钢铁股份有限公司 一种用于矿井环境服役的q690耐蚀钢及其制备方法
CN114651078B (zh) * 2019-12-09 2023-06-09 日本制铁株式会社 热轧钢板
WO2021117711A1 (ja) * 2019-12-09 2021-06-17 日本製鉄株式会社 熱延鋼板
PL239419B1 (pl) * 2020-01-17 2021-11-29 Cmc Poland Spolka Z Ograniczona Odpowiedzialnoscia Sposób wytwarzania pręta stalowego o nieokrągłym przekroju poprzecznym oraz pręt stalowy o nieokrągłym przekroju poprzecznym
KR102372480B1 (ko) * 2020-03-27 2022-03-08 현대제철 주식회사 테일러 롤드 블랭크, 테일러 롤드 블랭크를 이용한 핫스탬핑 부품 제조방법 및 이에 의해 제조된 핫스탬핑 부품
CN111996462B (zh) * 2020-09-07 2022-02-18 鞍钢股份有限公司 一种纵向变厚度超高强船板及生产方法
CN112605124B (zh) * 2020-11-27 2022-07-05 苏州吉润汽车零部件有限公司 一种连续变截面薄钢板的轧制设备及成型方法
KR20230158061A (ko) * 2021-07-27 2023-11-17 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 열연 강판
CN116230143B (zh) 2023-04-27 2023-07-11 燕山大学 一种提升变厚度金属板带材延伸率的设计方法

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN103403208A (zh) * 2011-03-04 2013-11-20 新日铁住金株式会社 热轧钢板及其制造方法
CN103459648A (zh) * 2011-04-13 2013-12-18 新日铁住金株式会社 热轧钢板及其制造方法
CN103459645A (zh) * 2011-04-13 2013-12-18 新日铁住金株式会社 局部变形能力优异的高强度热轧钢板及其制造方法

Family Cites Families (16)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2802721B2 (ja) 1994-04-22 1998-09-24 本田技研工業株式会社 プレス成形方法及び装置
JP3230228B2 (ja) 1994-12-22 2001-11-19 日産自動車株式会社 レーザ溶接方法
JPH11192502A (ja) 1997-12-26 1999-07-21 Nippon Steel Corp プレス成形用テーラード鋼帯及びその製造方法
AUPR047900A0 (en) * 2000-09-29 2000-10-26 Bhp Steel (Jla) Pty Limited A method of producing steel
JP2002331317A (ja) * 2001-04-27 2002-11-19 Honda Motor Co Ltd 車体パネル用ブランク材
JP2004317203A (ja) 2003-04-14 2004-11-11 Nippon Steel Corp 金属中の介在物および析出物の評価方法、および治具
JP4677811B2 (ja) 2005-03-30 2011-04-27 Ｊｆｅスチール株式会社 差厚鋼板の圧延方法
EP1832667A1 (fr) * 2006-03-07 2007-09-12 ARCELOR France Procédé de fabrication de tôles d'acier à très hautes caractéristiques de résistance, de ductilité et de tenacité, et tôles ainsi produites
JP2007291514A (ja) * 2006-03-28 2007-11-08 Jfe Steel Kk 冷延−再結晶焼鈍後の面内異方性が小さい熱延鋼板、面内異方性が小さい冷延鋼板およびそれらの製造方法
EP2171102B1 (en) 2007-07-19 2017-09-13 Muhr und Bender KG A strip of steel having a variable thickness in length direction
HUE037930T2 (hu) 2007-07-19 2018-09-28 Muhr & Bender Kg Hosszirányban változó vastagságú acélszalag lágyítására szolgáló eljárás
JP5068689B2 (ja) * 2008-04-24 2012-11-07 新日本製鐵株式会社 穴広げ性に優れた熱延鋼板
CN102341521B (zh) 2009-05-27 2013-08-28 新日铁住金株式会社 疲劳特性、延伸率以及碰撞特性优良的高强度钢板、热浸镀钢板、合金化热浸镀钢板以及它们的制造方法
WO2012133636A1 (ja) * 2011-03-31 2012-10-04 新日本製鐵株式会社 等方加工性に優れるベイナイト含有型高強度熱延鋼板及びその製造方法
DE102012013113A1 (de) * 2012-06-22 2013-12-24 Salzgitter Flachstahl Gmbh Hochfester Mehrphasenstahl und Verfahren zur Herstellung eines Bandes aus diesem Stahl mit einer Mindestzugfestigkleit von 580MPa
KR101658744B1 (ko) * 2012-09-26 2016-09-21 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 복합 조직 강판 및 그 제조 방법

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN103403208A (zh) * 2011-03-04 2013-11-20 新日铁住金株式会社 热轧钢板及其制造方法
CN103459648A (zh) * 2011-04-13 2013-12-18 新日铁住金株式会社 热轧钢板及其制造方法
CN103459645A (zh) * 2011-04-13 2013-12-18 新日铁住金株式会社 局部变形能力优异的高强度热轧钢板及其制造方法

Also Published As

Publication number Publication date
EP3135788B1 (en) 2018-08-22
MX2016013898A (es) 2017-02-02
RU2016145238A3 (zh) 2018-05-24
WO2015162932A1 (ja) 2015-10-29
CA2944863A1 (en) 2015-10-29
JP6369537B2 (ja) 2018-08-08
US10590506B2 (en) 2020-03-17
ES2688729T3 (es) 2018-11-06
KR101863486B1 (ko) 2018-05-31
PL3135788T3 (pl) 2019-01-31
KR20160146882A (ko) 2016-12-21
RU2016145238A (ru) 2018-05-24
RU2661692C2 (ru) 2018-07-19
EP3135788A4 (en) 2017-10-04
JPWO2015162932A1 (ja) 2017-04-13
US20190256941A1 (en) 2019-08-22
EP3135788A1 (en) 2017-03-01
US10329637B2 (en) 2019-06-25
CN106232851A (zh) 2016-12-14
US20200157650A1 (en) 2020-05-21
US20170044638A1 (en) 2017-02-16

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN106232851B (zh) 连续变截面板用热轧钢板、连续变截面板、及它们的制造方法
CN104685087B (zh) 复合组织钢板及其制造方法
CN104968822B (zh) 烧结硬化性和低温韧性优异的最大拉伸强度980MPa以上的高强度热轧钢板
JP6048580B2 (ja) 熱延鋼板及びその製造方法
US10889879B2 (en) Steel sheet and plated steel sheet
EP3135787B1 (en) Steel plate and method of producing same
CN104487603B (zh) 冷轧钢板、锌系电镀冷轧钢板、热浸镀锌冷轧钢板、合金化热浸镀锌冷轧钢板及它们的制造方法
WO2012141265A1 (ja) 局部変形能に優れた高強度熱延鋼板とその製造方法
CN104884655B (zh) 焊接性优异的高锰耐磨钢
CN107208209A (zh) 热轧钢板
TW201502286A (zh) 熱軋鋼板
JP2010168624A (ja) 高周波焼入れ用圧延鋼材およびその製造方法
JP6515281B2 (ja) 冷延鋼板およびその製造方法
TW201243061A (en) High-strength cold-rolled steel sheet having excellent processability and high yield ratio, and method for producing same
JP6344191B2 (ja) 靭性に優れた高強度極厚ｈ形鋼及びその製造方法
CN110291218B (zh) H型钢及其制造方法
WO2018115925A1 (en) Steel section having a thickness of at least 100mm and method of manufacturing the same
JP5459063B2 (ja) 高周波焼入れ用圧延鋼材およびその製造方法
JP5459062B2 (ja) 高周波焼入れ用圧延鋼材およびその製造方法
Maity et al. Ultrahigh strength steel: development of mechanical properties through controlled cooling
JP5776762B2 (ja) 冷延鋼板およびその製造方法
JP5459065B2 (ja) 高周波焼入れ用圧延鋼材およびその製造方法
JP5776761B2 (ja) 冷延鋼板およびその製造方法
Adamczyk Manufacturing of mass-scale products from structural microalloyed steels in integrated production lines
US20230141963A1 (en) Steel sheet

Legal Events

Date Code Title Description
C06 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
GR01 Patent grant
GR01 Patent grant
CP01 Change in the name or title of a patent holder

Address after: Tokyo, Japan, Japan

Patentee after: Nippon Iron & Steel Corporation

Address before: Tokyo, Japan, Japan

Patentee before: Nippon Steel Corporation

CP01 Change in the name or title of a patent holder
CF01 Termination of patent right due to non-payment of annual fee

Granted publication date: 20180105

Termination date: 20210423

CF01 Termination of patent right due to non-payment of annual fee