JP7303435B2 - 熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、熱延鋼板およびその製造方法に関し、より詳しくは熱延コイルの巻き戻し時に発生する腰折れを抑制した熱延鋼板およびその製造方法に関するものである。
様々な用途に用いられる熱延鋼板は、熱間圧延、冷却後にコイル状に巻き取られて熱延コイルとして製造されることが一般的である。
熱延コイルは、酸洗や剪断（切り板への加工）、スリットなど、用途に応じた次工程に供される。その際、コイルを巻き戻す工程を必ず経るが、鋼板の蛇行やバタつきを抑えて通板するためにプレシャーロールと呼ばれるロールをコイルに押し当てつつ巻き戻すことが広く行われている（特許文献１の図４参照）。
熱延コイルは、酸洗や剪断（切り板への加工）、スリットなど、用途に応じた次工程に供される。その際、コイルを巻き戻す工程を必ず経るが、鋼板の蛇行やバタつきを抑えて通板するためにプレシャーロールと呼ばれるロールをコイルに押し当てつつ巻き戻すことが広く行われている（特許文献１の図４参照）。
巻き戻される鋼板はプレシャーロールによって曲げ変形を受けるので、加えられる変形量によっては腰折れと呼ばれる外観の変化が発生する（特許文献１の図５参照）。
腰折れは、プレス成型時に生じることのあるストレッチャー・ストレインや、板状試験片の引張試験時に生じることのあるリューダース帯と同様の塑性変形の形態であり、降伏伸びを示す鋼板では回避することは容易ではないことが知られている。
腰折れは、特に意匠性が重要な用途においては許容されない不良の一形態であるから、その発生を抑制すべく幾つかの提案が為されている。
腰折れは、プレス成型時に生じることのあるストレッチャー・ストレインや、板状試験片の引張試験時に生じることのあるリューダース帯と同様の塑性変形の形態であり、降伏伸びを示す鋼板では回避することは容易ではないことが知られている。
腰折れは、特に意匠性が重要な用途においては許容されない不良の一形態であるから、その発生を抑制すべく幾つかの提案が為されている。
それらは二つに大別される。一つは、コイルの巻き戻しに用いるプレシャーロールの直径などの設備的要件や、鋼板に加える変形量などの操業要件を制御することで腰折れを回避するものであり、もう一つは、鋼板の化学成分や製造方法を限定して降伏伸びを示さない鋼板とすることで腰折れを回避するものである。
前者の例として、特許文献１には、プレシャーロールの直径と鋼板板厚から導出される、鋼板表面に加えられる曲げ歪を所定の範囲にすることで腰折れの発生を防止する技術が開示されている。また、特許文献２には、プレシャーロールの直径と鋼板に付与する張力を制御することで腰折れを防止する技術が開示されている。
一方、後者の例として、特許文献３には、ＡｌとＮの濃度を所定の範囲内にするとともに、固溶Ｎを低減するように熱延後の巻取り温度を制御することで腰折れの発生を防止する技術が開示されている。また、特許文献４には、所定の化学成分を有する鋼の熱延、冷却、および巻取り条件を制御することで、固溶状態のＣ、およびＮを実質的になくすことで腰折れの発生を抑制する技術が開示されている。
これらの技術は一定の技術水準を有し、産業上も有益であると言えるが、腰折れの発生を抑制する上で依然として改善の余地がある。
特許文献１には、腰折れ発生抑制条件を予測し、それに応じてプレシャーロールの押し込み量を決定するプロセスが示されているが、腰折れの確実な回避のためには上記の押し込み量を大きめに設定する傾向が生じ、適切な量よりも過剰であった分は、結果的に、巻き戻し後の鋼板の延性の低下に繋がるという問題点がある。
特許文献１には、腰折れ発生抑制条件を予測し、それに応じてプレシャーロールの押し込み量を決定するプロセスが示されているが、腰折れの確実な回避のためには上記の押し込み量を大きめに設定する傾向が生じ、適切な量よりも過剰であった分は、結果的に、巻き戻し後の鋼板の延性の低下に繋がるという問題点がある。
特許文献２の技術は、プレシャーロールを使った操業（巻き戻し）に先立って、その条件出しのために、プレシャーロールを使用しない操業を行って腰折れのピッチ（発生間隔）を測定することが必要なものであり、そのために少なくとも一コイル、またはその一部が条件出しのために用いられて製品化出来ず、歩留まりの低下に繋がることがある。
特許文献３は、Ａｌを用いてＮを固定（ｓｃａｖｅｎｇｉｎｇ）することで降伏伸びを抑制することを主たる技術とするものであるが、腰折れに対する（固溶）Ｃについての検討は必ずしも十分には為されていない。
特許文献４の技術は、Ｂを添加することでＮのみならずＣも固定して腰折れの発生を抑制するものであるが、Ｂは、延性の低下や焼き入れ性の上昇など、他の特性にも影響するため、その添加量は制約を受ける場合がある。
このように、従来技術には、化学成分の制約を受けず、かつ鋼板の材質劣化や、製造歩留まりの低下を伴わない腰折れ抑制技術は見当たらないのが現状である。
本発明はこうした現状に鑑み、汎用的に製造されている多くの鋼板（多様な化学成分）に適用可能で、かつ汎用的な巻き戻し設備で適用出来、更に製造歩留まりにも影響しない鋼板とその製造方法を提供するものである。
本発明はこうした現状に鑑み、汎用的に製造されている多くの鋼板（多様な化学成分）に適用可能で、かつ汎用的な巻き戻し設備で適用出来、更に製造歩留まりにも影響しない鋼板とその製造方法を提供するものである。
本発明者らは、固溶Ｃや固溶Ｎを析出物として固定したり、低減したりする方法では適用出来る鋼板、鋼種に制約があること、その一方で、プレシャーロールなどの設備の新設、変更や、それらの操業技術に関する方法では実行出来る事業者が限定されることから、これまでとは全く異なる技術的アプローチを試みた。特に熱間圧延後巻取りまでの冷却過程において汎用的な設備で実行可能な手段がないか検討した。
その結果、熱間圧延終了から巻取りまでの冷却過程において、フェライト・パーライト変態を完了させ、その後所定の時間内に再び冷却を行って、所定の冷却速度で所定の温度以下まで冷却し巻き取ることで、固溶のＣやＮが存在していても鋼板の降伏伸びを抑制出来、それによって巻き戻し時に腰折れを起こさない鋼板が得られることを見出した。
これに基づいて完成させた本発明は、次の通りである。
これに基づいて完成させた本発明は、次の通りである。
（１）質量％で、
Ｃ：０．０１～０．１５％、
Ｓｉ：０．０１～２．０％、
Ｍｎ：０．０１～３．０％
を含有し、
Ｐ：０．０５％以下、
Ｓ：０．０５％以下、
Ｎ：０．０５％以下、
Ａｌ：０．０５％以下
に制限され、残部がＦｅおよび不可避的不純物で構成される化学成分を有し、
ミクロ組織が、面積率５０％以上のフェライト相、および同１０％以上のパーライト組織を含み、
フェライト相の平均粒径が３０μｍ以下であり、
かつ、微細格子マーカー法で求めたフェライト相中の局所歪の絶対値の平均が０．０５０以上であること
を特徴とする熱延鋼板。
Ｃ：０．０１～０．１５％、
Ｓｉ：０．０１～２．０％、
Ｍｎ：０．０１～３．０％
を含有し、
Ｐ：０．０５％以下、
Ｓ：０．０５％以下、
Ｎ：０．０５％以下、
Ａｌ：０．０５％以下
に制限され、残部がＦｅおよび不可避的不純物で構成される化学成分を有し、
ミクロ組織が、面積率５０％以上のフェライト相、および同１０％以上のパーライト組織を含み、
フェライト相の平均粒径が３０μｍ以下であり、
かつ、微細格子マーカー法で求めたフェライト相中の局所歪の絶対値の平均が０．０５０以上であること
を特徴とする熱延鋼板。
（２）上記鋼板が、更に加えて、質量％で、
Ｔｉ：０．１％以下、
Ｎｂ：０．１％以下、
Ｂ：０．０１％以下、
Ｃｒ：１．５％以下、
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｎｉ：１．０％以下
のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（１）に記載の熱延鋼板。
Ｔｉ：０．１％以下、
Ｎｂ：０．１％以下、
Ｂ：０．０１％以下、
Ｃｒ：１．５％以下、
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｎｉ：１．０％以下
のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（１）に記載の熱延鋼板。
（３）上記鋼板が、更に加えて、質量％で、
Ｍｏ：０．０１～１．０％、
Ｗ：０．０１～０．５％、
Ｖ：０．０１～０．５％
のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（１）または（２）に記載の熱延鋼板。
Ｍｏ：０．０１～１．０％、
Ｗ：０．０１～０．５％、
Ｖ：０．０１～０．５％
のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（１）または（２）に記載の熱延鋼板。
（４）上記（１）～（３）のいずれかに記載の熱延鋼板を製造する方法であって、（１）～（３）のいずれか１項に記載の化学成分を有する鋼を鋳造した後、直接、あるいは１３００℃以下に再加熱して熱間圧延し、該熱間圧延において、Ａｒ３点以上で完了する累積圧下率５０％以上の仕上げ圧延を行い、熱間圧延後、第１段階の冷却として、２．５～２５℃／秒の平均冷却速度で６００～７２０℃まで冷却し、その後、第２段階の冷却として、１５℃／ｓ以下で、（フェライト・パーライト変態が完了する時点）～（フェライト・パーライト変態が完了する時点から１００ｓ経過後の時点）の間のいずれかの時点まで冷却し、更に、第３段階の冷却として、その後、鋼板の温度が３００℃になるまでの平均冷却速度を５０℃／秒以上として３００℃以下まで冷却して巻き取ることを特徴とする熱延鋼板の製造方法。
本発明の鋼板は巻き戻し時に腰折れが発生しないので、外観が重要視されるような用途にも問題なく用いることが出来る。また、そのための特別な設備や操業技術を必要としないため、特段の製造コストの増加や歩留まりの低下を伴わない。
本発明について詳しく説明する。
まず鋼板の化学成分について説明する。なお、含有量の％は質量％である。
＜Ｃ：０．０１～０．１５％＞
Ｃは、得ようとする鋼板の強度（引張強さ）に応じて含有させる必要がある。０．０１～０．１５％とすることで概ね３４０～７８０ＭＰａ程度の引張強さを示す鋼板が得られる。
また本発明では、固溶Ｃが存在していても腰折れの発生には全く影響しないので上記の濃度の範囲で自由に設計できる。勿論ＴｉやＮｂなどと炭化物を形成していても何ら問題はない。
まず鋼板の化学成分について説明する。なお、含有量の％は質量％である。
＜Ｃ：０．０１～０．１５％＞
Ｃは、得ようとする鋼板の強度（引張強さ）に応じて含有させる必要がある。０．０１～０．１５％とすることで概ね３４０～７８０ＭＰａ程度の引張強さを示す鋼板が得られる。
また本発明では、固溶Ｃが存在していても腰折れの発生には全く影響しないので上記の濃度の範囲で自由に設計できる。勿論ＴｉやＮｂなどと炭化物を形成していても何ら問題はない。
＜Ｓｉ：０．０１～２．０％＞
Ｓｉは、フェライト相（以後Ｆ相と記す）を強化する効果を有するので鋼板の強度設計に有用な元素である。但し過剰に含有させると酸洗性や化成処理などの表面処理性に悪影響を及ぼす。そのため上限は２．０％とする。一方、０．０１％未満に低減することは製鋼工程に過大な負荷となるので下限を０．０１％とする。
Ｓｉは、フェライト相（以後Ｆ相と記す）を強化する効果を有するので鋼板の強度設計に有用な元素である。但し過剰に含有させると酸洗性や化成処理などの表面処理性に悪影響を及ぼす。そのため上限は２．０％とする。一方、０．０１％未満に低減することは製鋼工程に過大な負荷となるので下限を０．０１％とする。
＜Ｍｎ：０．０１～３．０％＞
Ｍｎも鋼板の強度を高める目的で用いることが出来る。その効果は０．０１％以上の添加で明瞭となる。一方、３．０％を超えて含有させると、凝固偏析に起因して剪断時の端面（切断面）割れが誘発されるなど、機械的性質を劣化させる恐れがあるので３．０％を上限とする。
Ｍｎも鋼板の強度を高める目的で用いることが出来る。その効果は０．０１％以上の添加で明瞭となる。一方、３．０％を超えて含有させると、凝固偏析に起因して剪断時の端面（切断面）割れが誘発されるなど、機械的性質を劣化させる恐れがあるので３．０％を上限とする。
＜Ｐ：０．０５％以下＞
Ｐは不純物であり、熱間加工性に悪影響を及ぼすため０．０５％以下に制限されなくてはならない。一方、下限は特に設けないが、必要以上に低減することは製鋼工程に多大な負荷を掛けるので０．００１％を目安とすればよい。
Ｐは不純物であり、熱間加工性に悪影響を及ぼすため０．０５％以下に制限されなくてはならない。一方、下限は特に設けないが、必要以上に低減することは製鋼工程に多大な負荷を掛けるので０．００１％を目安とすればよい。
＜Ｓ：０．０５％以下＞
Ｓは不純物であり、熱間加工性や、延性、靭性などの機械的性質に悪影響を及ぼすため０．０５％以下に制限されなくてはならない。一方、下限は特に設けないが、必要以上に低減することは製鋼工程に多大な負荷を掛けるので０．０００１％を目安とすればよい。
Ｓは不純物であり、熱間加工性や、延性、靭性などの機械的性質に悪影響を及ぼすため０．０５％以下に制限されなくてはならない。一方、下限は特に設けないが、必要以上に低減することは製鋼工程に多大な負荷を掛けるので０．０００１％を目安とすればよい。
＜Ｎ：０．０５％以下＞
Ｎは、ＴｉやＢと窒化物を形成してそれらの元素の添加目的を減じてしまうので出来るだけ低減することが望ましいが０．０５％以下であれば許容される。また本発明では、固溶Ｎが存在していても腰折れの発生には全く影響しない。一方、必要以上に低減することは製鋼工程に多大な負荷を掛けるので０．００１０％を目安とすればよい。
Ｎは、ＴｉやＢと窒化物を形成してそれらの元素の添加目的を減じてしまうので出来るだけ低減することが望ましいが０．０５％以下であれば許容される。また本発明では、固溶Ｎが存在していても腰折れの発生には全く影響しない。一方、必要以上に低減することは製鋼工程に多大な負荷を掛けるので０．００１０％を目安とすればよい。
＜Ａｌ：０．０５％以下＞
Ａｌは、脱酸元素として用いるが、その酸化物が表面品位に影響を及ぼす他、酸化被膜が表面処理特性にも影響するので０．０５％以下にする必要がある。一方、製鋼工程に多大な負荷を掛けるので０．０１％を下限の目安とすればよい。
Ａｌは、脱酸元素として用いるが、その酸化物が表面品位に影響を及ぼす他、酸化被膜が表面処理特性にも影響するので０．０５％以下にする必要がある。一方、製鋼工程に多大な負荷を掛けるので０．０１％を下限の目安とすればよい。
本発明の鋼板では、以上の、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎを含有し、Ｐ、Ｓ、Ｎ、Ａｌの含有が制限された化学成分を基本とするが、さらに、以下に示す、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｂ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉの１種または２種以上を、さらにはＭｏ、Ｗ、Ｖの１種または２種以上を必要に応じて含有できる。
＜Ｔｉ：０．１％以下＞
Ｔｉは、Ｎと結合することで、Ｂと結合するＮを減らしてＢの焼き入れ性への寄与を減じるのを抑制する。この目的のためには０．０１％以上を添加することが望ましい。一方、過剰な添加は延性の低下をもたらす恐れがあるので０．１％を上限とする。
Ｔｉは、Ｎと結合することで、Ｂと結合するＮを減らしてＢの焼き入れ性への寄与を減じるのを抑制する。この目的のためには０．０１％以上を添加することが望ましい。一方、過剰な添加は延性の低下をもたらす恐れがあるので０．１％を上限とする。
＜Ｎｂ：０．１％以下＞
Ｎｂは、Ｔｉと同様にＮと結合して、ＮがＢの焼き入れ性への寄与を減じるのを抑制するのでＢを含有させてその焼き入れ性を高強度化に活用する場合には０．０１％以上を目安として添加することが望ましい。一方、０．１％を超えて添加してもその効果は飽和するので０．１％を上限とする。
Ｎｂは、Ｔｉと同様にＮと結合して、ＮがＢの焼き入れ性への寄与を減じるのを抑制するのでＢを含有させてその焼き入れ性を高強度化に活用する場合には０．０１％以上を目安として添加することが望ましい。一方、０．１％を超えて添加してもその効果は飽和するので０．１％を上限とする。
＜Ｂ：０．０１％以下＞
Ｂは、０．０００１％以上添加することで焼き入れ性を高める効果を発するので必要に応じて添加出来る。一方、過剰な添加は熱間加工性の劣化と延性の低下につながるので０．０１％を上限とする。
Ｂは、０．０００１％以上添加することで焼き入れ性を高める効果を発するので必要に応じて添加出来る。一方、過剰な添加は熱間加工性の劣化と延性の低下につながるので０．０１％を上限とする。
＜Ｃｒ：１．５％以下＞
Ｃｒは焼き入れ性を有する元素であるから適宜活用出来る。その効果を得るためには０．０１％以上含有させることが好ましい。しかし、１．５％を超えて添加してもその効果は飽和し、製造コストを高めるだけであるから１．５％を上限とする。
Ｃｒは焼き入れ性を有する元素であるから適宜活用出来る。その効果を得るためには０．０１％以上含有させることが好ましい。しかし、１．５％を超えて添加してもその効果は飽和し、製造コストを高めるだけであるから１．５％を上限とする。
＜Ｃｕ：１．０％以下＞
Ｃｕは、強度を高める作用を有するので必要に応じて添加出来る。その効果を得るためには０．０１％以上含有させることが好ましい。しかし、１．０％を超えると、熱間圧延鋼板の表面品位を損ねるので、１．０％を上限とする。
Ｃｕは、強度を高める作用を有するので必要に応じて添加出来る。その効果を得るためには０．０１％以上含有させることが好ましい。しかし、１．０％を超えると、熱間圧延鋼板の表面品位を損ねるので、１．０％を上限とする。
＜Ｎｉ：１．０％以下＞
Ｎｉは、焼入れ性を高める元素であるから必要に応じて添加出来る。その効果を得るためには０．０１％以上含有させることが好ましい。一方、高価な元素であるから、添加効果が飽和する１．０％を上限とする。また、Ｎｉは、Ｃｕによる熱間圧延鋼板の表面品位の低下を抑制する効果があるので、Ｃｕと同時に含有させることが望ましい。
Ｎｉは、焼入れ性を高める元素であるから必要に応じて添加出来る。その効果を得るためには０．０１％以上含有させることが好ましい。一方、高価な元素であるから、添加効果が飽和する１．０％を上限とする。また、Ｎｉは、Ｃｕによる熱間圧延鋼板の表面品位の低下を抑制する効果があるので、Ｃｕと同時に含有させることが望ましい。
＜Ｍｏ：０．０１～１．０％＞
＜Ｗ：０．０１～０．５％＞
＜Ｖ：０．０１～０．５％＞
これらの元素は、いずれも、焼入れ性を高める元素である。添加効果を得るため、いずれも、０．０１％以上を添加する。一方、これらの元素は高価であるので、添加効果が飽和するところを上限とする。Ｍｏは１．０％を上限とし、ＷとＶは０．５％を上限とする。
＜Ｗ：０．０１～０．５％＞
＜Ｖ：０．０１～０．５％＞
これらの元素は、いずれも、焼入れ性を高める元素である。添加効果を得るため、いずれも、０．０１％以上を添加する。一方、これらの元素は高価であるので、添加効果が飽和するところを上限とする。Ｍｏは１．０％を上限とし、ＷとＶは０．５％を上限とする。
＜残部＞
なお、本発明において上記以外の成分（残部）はＦｅとなるが、スクラップなどの溶解原料や耐火物などから混入する不可避的不純物は許容される。
なお、本発明において上記以外の成分（残部）はＦｅとなるが、スクラップなどの溶解原料や耐火物などから混入する不可避的不純物は許容される。
次に本発明の鋼板のミクロ組織について説明する。
＜ミクロ組織構成＞
本発明の鋼板は面積率５０％以上のフェライト相（以下Ｆ相と記す）、および同１０％以上のパーライト組織（以降Ｐ組織と記す）からなり、Ｆ相の平均粒径は３０μｍ以下とする。
本発明の鋼板の腰折れ発生抑制効果は、熱延後の冷却（温度低下）過程で生じるフェライト・パーライト変態時に、Ｐ組織に隣接するＦ相粒内に生成した歪を、フェライト・パーライト変態完了後、極短時間の内に開始した急速な冷却によって室温を含む３００℃以下まで解放させることなく残存させることで発現させるものであるから、主相であるＦ相の中にＰ組織が分布したミクロ組織構成とする必要がある。
Ｆ相の面積率が５０％未満、またはＰ組織の面積率が１０％未満では腰折れの発生を抑制する前記の機構が十分に機能しない。そこでミクロ組織の構成を面積率５０％以上のＦ相、および同１０％以上のＰ組織と規定した。
＜ミクロ組織構成＞
本発明の鋼板は面積率５０％以上のフェライト相（以下Ｆ相と記す）、および同１０％以上のパーライト組織（以降Ｐ組織と記す）からなり、Ｆ相の平均粒径は３０μｍ以下とする。
本発明の鋼板の腰折れ発生抑制効果は、熱延後の冷却（温度低下）過程で生じるフェライト・パーライト変態時に、Ｐ組織に隣接するＦ相粒内に生成した歪を、フェライト・パーライト変態完了後、極短時間の内に開始した急速な冷却によって室温を含む３００℃以下まで解放させることなく残存させることで発現させるものであるから、主相であるＦ相の中にＰ組織が分布したミクロ組織構成とする必要がある。
Ｆ相の面積率が５０％未満、またはＰ組織の面積率が１０％未満では腰折れの発生を抑制する前記の機構が十分に機能しない。そこでミクロ組織の構成を面積率５０％以上のＦ相、および同１０％以上のＰ組織と規定した。
Ｆ相の粒径も重要である。Ｆ相の平均粒径が３０μｍを上回っていると、Ｐ組織に隣接するＦ相粒内に生成した歪（の絶対値）が腰折れの抑制に有効な大きさに達せず腰折れの発生が抑制出来ない。そこでＦ相の平均粒径を３０μｍ以下と規定した。平均粒径の下限は特に限定しないが、一般的には１μｍである。
本発明の鋼板を構成するその他のミクロ組織としては、面積率２０％以下のベイナイト組織（以降Ｂ組織と記す）、同１０％以下のマルテンサイト相、および同５％以下の残留オーステナイト相が許容される。
各々の面積率は、圧延方向と平行な断面を研磨し、ナイタール液で腐食した後、板厚の１／４位置を観察して決定する。
本発明の鋼板を構成するその他のミクロ組織としては、面積率２０％以下のベイナイト組織（以降Ｂ組織と記す）、同１０％以下のマルテンサイト相、および同５％以下の残留オーステナイト相が許容される。
各々の面積率は、圧延方向と平行な断面を研磨し、ナイタール液で腐食した後、板厚の１／４位置を観察して決定する。
＜微細格子マーカー法で求めたフェライト相中の局所歪の絶対値の平均が０．０５０以上＞
本発明の鋼板は、後述するように、オーステナイト相で圧延を完了し、２．５～２５℃／ｓの平均冷却速度で６００～７２０℃まで冷却してフェライト・パーライト変態させる。この際、Ｐ組織に隣接するＦ相の結晶粒は圧縮、または引張の外力を受け、結晶粒内には圧縮、または引張の歪が生成する。そして、上記変態完了後、極短時間（０．５～１００ｓ）内に５０℃／ｓ以上の平均冷却速度で室温を含む３００℃以下まで冷却することで、該歪を解放させることなく残存させることが出来る。
本発明の鋼板は、後述するように、オーステナイト相で圧延を完了し、２．５～２５℃／ｓの平均冷却速度で６００～７２０℃まで冷却してフェライト・パーライト変態させる。この際、Ｐ組織に隣接するＦ相の結晶粒は圧縮、または引張の外力を受け、結晶粒内には圧縮、または引張の歪が生成する。そして、上記変態完了後、極短時間（０．５～１００ｓ）内に５０℃／ｓ以上の平均冷却速度で室温を含む３００℃以下まで冷却することで、該歪を解放させることなく残存させることが出来る。
本発明では、このようにＦ相の結晶粒内にフェライト・パーライト変態に伴って発生し、残存（存在）する歪をそれぞれの結晶粒における局所歪と定義する。
局所歪は、圧縮、あるいは引張の何れの外力によってもたらされたかに関わらず、鋼板が変形を受ける際に、転位の移動を容易にする。その結果、鋼板の降伏荷重は局所歪が無い場合に比べて低下し、腰折れ発生が抑制ざれる。
このことを図１を用いて説明する。
局所歪は、圧縮、あるいは引張の何れの外力によってもたらされたかに関わらず、鋼板が変形を受ける際に、転位の移動を容易にする。その結果、鋼板の降伏荷重は局所歪が無い場合に比べて低下し、腰折れ発生が抑制ざれる。
このことを図１を用いて説明する。
図１の実線は、降伏伸びを示す鋼板の応力歪曲線を模式的に示したものである。熱延鋼板の巻き戻し工程でプレシャーロールによって鋼板が曲げられる際、鋼板の最表面が受ける荷重（外力）が上降伏点を上回ると腰折れが発生するとされている。これに対して本発明の鋼板では、同図の点線のように、（上記の局所歪による降伏荷重の低下が無い場合に存在すると想定される）上降伏点よりも低い荷重で降伏が開始するため降伏伸びの発生がなく、それによって腰折れ発生が抑制されるものと考えられる。
局所歪はＦ相の結晶粒毎に異なり、隣接するＰ組織の大きさや同組織との結晶方位関係、両相の生成温度などによって決定される。そして、その絶対値が大きいほど降伏荷重を引き下げる効果も大きくなる。
本発明者らは、現実的な範囲で出来るだけ多くのＰ組織に隣接するＦ相について局所歪を測定し、それらの絶対値を平均した値と腰折れ発生の有無を調べたところ、同値が０．０５０以上の場合に、腰折れの発生が抑制出来ることが明らかとなった。また、その場合に、引張試験を行ったところ、その応力歪曲線が図１の点線のように連続降伏を示すことも確認できた。本発明の微細格子マーカー法で求めたＦ相中の局所歪の絶対値の平均が０．０５０以上とする限定は、これらの実験結果に基づいて行ったものである。
本発明者らは、現実的な範囲で出来るだけ多くのＰ組織に隣接するＦ相について局所歪を測定し、それらの絶対値を平均した値と腰折れ発生の有無を調べたところ、同値が０．０５０以上の場合に、腰折れの発生が抑制出来ることが明らかとなった。また、その場合に、引張試験を行ったところ、その応力歪曲線が図１の点線のように連続降伏を示すことも確認できた。本発明の微細格子マーカー法で求めたＦ相中の局所歪の絶対値の平均が０．０５０以上とする限定は、これらの実験結果に基づいて行ったものである。
このように、Ｆ相内の局所歪は、微細格子マーカー法によって決定するが、その手順を以下に説明する。
まず、鋼板表面に格子マーカーを次のようにして形成する。
局所歪を測定する鋼板を採取して表面を化学研磨し、更にナイタール液で腐食させてミクロ組織を現出させる。次いで、ポジ型フォトレジスト（感光材料）を塗布する。フォトレジストとしては、例えば日本ゼオン（株）製ＺＥＰ５２０Ａなどを用いることが出来る。鋼板上に成膜したフォトレジストに電子線を走査し、正方格子状に感光（露光）させる。格子の幅は１００ｎｍ、格子の幅の中央同士の間隔は５００ｎｍを狙い値とした（図２参照）。格子は５００μｍ×５００μｍの領域に作製した。
電子線を照射したフォトレジストを現像処理し、感光させた部分、すなわち格子の辺にあたる部分を除去した。現像には日本ゼオン（株）製のＺＥＤ－Ｎ５０などを用いることが出来る。
まず、鋼板表面に格子マーカーを次のようにして形成する。
局所歪を測定する鋼板を採取して表面を化学研磨し、更にナイタール液で腐食させてミクロ組織を現出させる。次いで、ポジ型フォトレジスト（感光材料）を塗布する。フォトレジストとしては、例えば日本ゼオン（株）製ＺＥＰ５２０Ａなどを用いることが出来る。鋼板上に成膜したフォトレジストに電子線を走査し、正方格子状に感光（露光）させる。格子の幅は１００ｎｍ、格子の幅の中央同士の間隔は５００ｎｍを狙い値とした（図２参照）。格子は５００μｍ×５００μｍの領域に作製した。
電子線を照射したフォトレジストを現像処理し、感光させた部分、すなわち格子の辺にあたる部分を除去した。現像には日本ゼオン（株）製のＺＥＤ－Ｎ５０などを用いることが出来る。
次に、現像処理した表面に金を蒸着する。金は、現像して除去された部分（格子の辺）では鋼板表面に直接蒸着され、一方、感光せず、除去されていない部分ではレジスト上に蒸着される。その後、有機溶媒にてフォトレジストを溶解させるとレジスト上の金はレジストと一緒に除去されるので鋼板表面に直接蒸着された金のみが残り、鋼板表面に金の格子（マーカー）が形成される。
次に、格子マーカーを形成した鋼板を３００℃に２時間保持する。こうすることで局所歪が解放され、その状況は格子の変形として表面から観察できる。なお、以下の測定を容易にするため、この熱処理は非酸化性雰囲気（例えばＡｒガス雰囲気）で行うことが望ましい。
次に、熱処理後の鋼板について、Ｐ組織に隣接しているＦ相の結晶粒内に格子点が４点全てある格子（結晶粒界を跨いでいない格子）をＳＥＭで観察し、各々の格子について格子点間の距離（辺の長さ）Ｌ１～Ｌ４を測定する（図３参照）。そして、それらと５００ｎｍとの差の絶対値の最大値ΔＬｍａｘ（単位ｎｍ）を５００ｎｍで除した値ΔＬｍａｘ／５００を、その格子の部分に、上記の３００℃に２時間保持する熱処理を行う前に存在していた歪と定義する。
このようにして少なくとも５００（個）の格子について歪を求め、その平均値を計算してＦ相中の局所歪の絶対値とした。
次に、熱処理後の鋼板について、Ｐ組織に隣接しているＦ相の結晶粒内に格子点が４点全てある格子（結晶粒界を跨いでいない格子）をＳＥＭで観察し、各々の格子について格子点間の距離（辺の長さ）Ｌ１～Ｌ４を測定する（図３参照）。そして、それらと５００ｎｍとの差の絶対値の最大値ΔＬｍａｘ（単位ｎｍ）を５００ｎｍで除した値ΔＬｍａｘ／５００を、その格子の部分に、上記の３００℃に２時間保持する熱処理を行う前に存在していた歪と定義する。
このようにして少なくとも５００（個）の格子について歪を求め、その平均値を計算してＦ相中の局所歪の絶対値とした。
一方で、圧延後の冷却条件を変化させた実験を行い、Ｆ相中の局所歪の絶対値の平均が異なる鋼板（熱延コイル）を複数作製した。そしてそれらの降伏伸びを測定したところ、Ｆ相中の局所歪の絶対値の平均が０．０５０以上の場合に０（％）となり、また熱延コイルを巻き戻す際に腰折れが発生しないことを知見した。本発明でＦ相中の局所歪の絶対値の平均が０．０５０以上としたのはこのためである。
最後に本発明の鋼板の製造方法について説明する。
上記の条件を満たす化学成分を有する鋳片を製造する。生産性の観点から連続鋳造で製造することが望ましい。
鋳造後直接、あるいは１３００℃以下に再加熱後、熱間圧延を行う。熱間圧延では、Ａｒ３点以上で完了する仕上げ圧延を行う。再加熱温度が１３００℃を上回ると酸化による歩留まりの低下が看過出来なくなる。一方、再加熱温度の下限は、Ａｒ３点以上で仕上げ圧延が完了出来ればどのような温度でも良く、圧延設備の仕様に応じて設定できる。
仕上げ圧延をＡｒ３点以上で完了させるのは、冷却後のミクロ組織をＦ相とＰ組織とからなる構成にするためである。仕上げ圧延の累積圧下率を５０％以上とするのは、フェライトの平均粒径を３０μｍ以下とするためである。本発明において 、累積圧下率とは、複数パスの圧延を行う場合、一回毎の公称圧下率（圧下量／入側板厚）を全てのパスについて合計した値である。
上記の条件を満たす化学成分を有する鋳片を製造する。生産性の観点から連続鋳造で製造することが望ましい。
鋳造後直接、あるいは１３００℃以下に再加熱後、熱間圧延を行う。熱間圧延では、Ａｒ３点以上で完了する仕上げ圧延を行う。再加熱温度が１３００℃を上回ると酸化による歩留まりの低下が看過出来なくなる。一方、再加熱温度の下限は、Ａｒ３点以上で仕上げ圧延が完了出来ればどのような温度でも良く、圧延設備の仕様に応じて設定できる。
仕上げ圧延をＡｒ３点以上で完了させるのは、冷却後のミクロ組織をＦ相とＰ組織とからなる構成にするためである。仕上げ圧延の累積圧下率を５０％以上とするのは、フェライトの平均粒径を３０μｍ以下とするためである。本発明において 、累積圧下率とは、複数パスの圧延を行う場合、一回毎の公称圧下率（圧下量／入側板厚）を全てのパスについて合計した値である。
熱間圧延後、第１段階の冷却として、２．５～２５℃／秒の平均冷却速度で６００～７２０℃まで冷却する。２．５～２５℃／秒の平均冷却速度とする理由は、２．５℃／秒未満では、Ｆ相の結晶粒径が３０μｍ超と大きくなり、Ｆ相中の局所歪の絶対値の平均を０．０５０以上に出来ない場合が生じるからであり、２５℃／秒超ではベイナイトやマルテンサイトが生成しやすくなり、面積率５０％以上のＦ相と同１０％以上のＰ組織からなるミクロ組織構成が得られない場合が生じるためである。また、この平均冷却速度で冷却する温度を６００～７２０℃とするのは、Ｂ組織の生成を抑制するためである。
その後に、第２段階の冷却として、１５℃／秒以下の冷却速度で、（フェライト・パーライト変態が完了する時点）～（フェライト・パーライト変態が完了する時点から１００ｓ経過後の時点）の間のいずれかの時点まで冷却（空冷）して、フェライト・パーライト変態を完了させる。冷却速度を１５℃／秒以下とする理由は、１５℃／秒超ではフェライト・パーライト変態が早期に終了してしまい、ベイナイトやマルテンサイトが生成するためである。
ここで、フェライト・パーライト変態が完了する時点とは、オーステナイト相が５％以下になった時点を言うものとする。フェライト・パーライト変態の完了する温度、及び、冷却が開始後の経過時間は、成分に応じて予め実験的に得られたＣＣＴ曲線に、６００～７２０℃までの冷却における温度推移及びその後の温度推移をあてはめることで求めることが出来る。
ここで、フェライト・パーライト変態が完了する時点とは、オーステナイト相が５％以下になった時点を言うものとする。フェライト・パーライト変態の完了する温度、及び、冷却が開始後の経過時間は、成分に応じて予め実験的に得られたＣＣＴ曲線に、６００～７２０℃までの冷却における温度推移及びその後の温度推移をあてはめることで求めることが出来る。
その後、変態完了から１００秒以内の間に第３段階の冷却を開始し、冷却開始から鋼板の温度が３００℃になるまでの平均冷却速度を５０℃／秒以上として、室温を含む３００℃以下まで冷却して巻き取ることによりＦ相に歪を残存させる。
変態完了から１００秒以内の間に第３段階の冷却を開始するのは、変態完了後の空冷時間が１００秒超となるとＦ相中に導入された歪の解放が進み、空冷後に５０℃／秒以上の平均冷却速度で３００℃以下まで冷却しても目的とする鋼板が得られないためである。また、空冷後の冷却速度と巻取り温度は、ともにＦ相中に導入された歪の解放を抑制するために重要であり、冷却速度が５０℃／秒未満の場合や、冷却終了温度が３００℃超の場合にはＦ相中に導入された歪の解放を抑制することが出来ない。冷却速度の上限はＦ相中に導入された歪の解放を抑制する目的からは特に設けなくともよいが、余りに速いと設備的な負荷が大きいので１００℃／秒を上限とすればよい。
変態完了から１００秒以内の間に第３段階の冷却を開始するのは、変態完了後の空冷時間が１００秒超となるとＦ相中に導入された歪の解放が進み、空冷後に５０℃／秒以上の平均冷却速度で３００℃以下まで冷却しても目的とする鋼板が得られないためである。また、空冷後の冷却速度と巻取り温度は、ともにＦ相中に導入された歪の解放を抑制するために重要であり、冷却速度が５０℃／秒未満の場合や、冷却終了温度が３００℃超の場合にはＦ相中に導入された歪の解放を抑制することが出来ない。冷却速度の上限はＦ相中に導入された歪の解放を抑制する目的からは特に設けなくともよいが、余りに速いと設備的な負荷が大きいので１００℃／秒を上限とすればよい。
なお、上記実験的に得られたＣＣＴ曲線を成分毎にデータベース化しておくことにより、実プロセス製造ラインにおける加工・温度履歴から、ランナウトテーブルにおける冷却水密度を予め決定し、目的の組織分率を得ることが可能になる。
以上の条件を満たすことにより、上記の条件を満たす鋼板が得られる。
本発明について実施例を示して説明する。
＜実施例１＞
まず、表１に記載の化学成分（単位は質量％、残部はＦｅ、および不可避不純物である）を有する鋼片を作製した。この鋼片を９５０℃に加熱後、１～６０℃／秒の間の数水準の冷却速度で冷却を行い、それぞれの冷却速度において、冷却中の種々の温度において試験片を急冷してオーステナイト相の比率を求め、その結果を基に各成分の鋼片のＣＣＴ曲線を求めた。
＜実施例１＞
まず、表１に記載の化学成分（単位は質量％、残部はＦｅ、および不可避不純物である）を有する鋼片を作製した。この鋼片を９５０℃に加熱後、１～６０℃／秒の間の数水準の冷却速度で冷却を行い、それぞれの冷却速度において、冷却中の種々の温度において試験片を急冷してオーステナイト相の比率を求め、その結果を基に各成分の鋼片のＣＣＴ曲線を求めた。
次に、表１に記載の化学成分を有する鋼片を別途作製し、表２に記載の条件で板厚２．０～４．６ｍｍの熱延鋼板からなる熱延コイルとした。熱間圧延では、鋳片の加熱温度をＳＲＴ、圧延終了温度をＦＴ、仕上げ圧延の累積圧下率を１５０％の条件とした。圧延後、最初の冷却速度をＣＲ１として変態完了温度ＭＴまで冷却し（第１段階）、その後の空冷時間をｔＡＣとして、冷却速度をＣＲ２で空冷し（第２段階）、その後、冷却速度をＣＲ３として冷却終点温度（巻取り温度）ＣＴまで冷却した（第３段階）。
表２のＦＴはすべて各鋼のＡｒ３点以上である。また、条件２－１、２－３、２－７、２－９、２－１２、２－１６、および２－１８は、圧延終了後、５℃／秒でＣＴまで冷却し、そのまま巻き取ったものである（従ってＣＴとＭＴは同温度である）。
表２のＦＴはすべて各鋼のＡｒ３点以上である。また、条件２－１、２－３、２－７、２－９、２－１２、２－１６、および２－１８は、圧延終了後、５℃／秒でＣＴまで冷却し、そのまま巻き取ったものである（従ってＣＴとＭＴは同温度である）。
さらに、仕上げ圧延における累積圧下率の影響を調査するため、鋼ｇを条件２－１９で累積圧下率５０％と４０％で圧延する試験も行った。
得られた鋼板の圧延方向と平行な断面を研磨、ナイタール腐食して板厚の１／４位置のミクロ組織構成とＦ相の平均粒径を調べた。平均粒径の測定はＪＩＳ Ｇ０５５１－ ２０１３の切断法に準拠し、Ｆ相のみについて結晶粒数を計数して計算した。また、化学研磨後ナイタール腐食した鋼板に格子マーカーを作製し、歪を解放する熱処理を行い、Ｐ組織に隣接するＦ相内の歪を計測し、絶対値の平均を求めた。
さらに、得られた鋼板からＪＩＳ５号型引張試験片を作製した。引張方向を圧延方向と直交する向きに採取した。採取は腰折れを示していない部分（腰折れと腰折れの間）から行った。引張試験を行って降伏伸びと降伏強度を求めた。上降伏点が認められたものについては上降伏点を、または上降伏点が認められなかったものについては０．２％耐力を以って降伏強度とした。
また、製造した熱延コイルを酸洗設備にて巻き戻しつつ酸洗に供した。コイルの直径は約１８００ｍｍ、プレシャーロールの直径は２８０ｍｍ、鋼板（ストリップ）への付与張力は１．２ｋｇｆ／ｍｍ２とした。酸洗設備出側で腰折れの有無を目視で観察した。なお酸洗条件は塩酸濃度（質量％）１０％、温度８５℃とした。
さらに、得られた鋼板からＪＩＳ５号型引張試験片を作製した。引張方向を圧延方向と直交する向きに採取した。採取は腰折れを示していない部分（腰折れと腰折れの間）から行った。引張試験を行って降伏伸びと降伏強度を求めた。上降伏点が認められたものについては上降伏点を、または上降伏点が認められなかったものについては０．２％耐力を以って降伏強度とした。
また、製造した熱延コイルを酸洗設備にて巻き戻しつつ酸洗に供した。コイルの直径は約１８００ｍｍ、プレシャーロールの直径は２８０ｍｍ、鋼板（ストリップ）への付与張力は１．２ｋｇｆ／ｍｍ２とした。酸洗設備出側で腰折れの有無を目視で観察した。なお酸洗条件は塩酸濃度（質量％）１０％、温度８５℃とした。
結果を表３に示す。同表では、Ｆ相中の局所歪の絶対値の平均を「歪の平均」と表記した。
鋼ａを条件２－１で圧延した鋼板（Ｎｏ．１）は、ミクロ組織の構成は本発明の範囲内にあるものの、歪の平均が０であり、降伏伸びと腰折れを示した。
これに対して、鋼ａを条件２－２で圧延した鋼板（Ｎｏ．２）は、ミクロ組織構成、歪の平均ともに本発明の範囲内にあるので降伏伸び、腰折れの何れも示さなかった。
鋼ａを条件２－１で圧延した鋼板（Ｎｏ．１）は、ミクロ組織の構成は本発明の範囲内にあるものの、歪の平均が０であり、降伏伸びと腰折れを示した。
これに対して、鋼ａを条件２－２で圧延した鋼板（Ｎｏ．２）は、ミクロ組織構成、歪の平均ともに本発明の範囲内にあるので降伏伸び、腰折れの何れも示さなかった。
鋼ｂを条件２－３で圧延した鋼板（Ｎｏ．３）は、ミクロ組織の構成は本発明の範囲内にあるものの、歪の平均が０であり、降伏伸びと腰折れを示した。
鋼ｂを条件２－４で圧延した鋼板（Ｎｏ．４）は、最初の冷却の終点温度であるＭＴが７３０℃であるため、本発明の範囲から外れ、歪の平均値が低下し、腰折れを示した。
これに対して、鋼ｂを条件２－５、および２－６で圧延した鋼板（Ｎｏ．５、および６）は、ミクロ組織構成、歪の平均ともに本発明の範囲内にあるので降伏伸び、腰折れの何れも示さなかった。
鋼ｂを条件２－４で圧延した鋼板（Ｎｏ．４）は、最初の冷却の終点温度であるＭＴが７３０℃であるため、本発明の範囲から外れ、歪の平均値が低下し、腰折れを示した。
これに対して、鋼ｂを条件２－５、および２－６で圧延した鋼板（Ｎｏ．５、および６）は、ミクロ組織構成、歪の平均ともに本発明の範囲内にあるので降伏伸び、腰折れの何れも示さなかった。
鋼ｃを条件２－７で圧延した鋼板（Ｎｏ．７）は、ミクロ組織の構成は本発明の範囲内にあるものの、歪の平均が０であり、降伏伸びと腰折れを示した。
これに対して、鋼ｃを条件２－８で圧延した鋼板（Ｎｏ．８）は、ミクロ組織構成、歪の平均ともに本発明の範囲内にあるので降伏伸び、腰折れの何れも示さなかった。
これに対して、鋼ｃを条件２－８で圧延した鋼板（Ｎｏ．８）は、ミクロ組織構成、歪の平均ともに本発明の範囲内にあるので降伏伸び、腰折れの何れも示さなかった。
鋼ｄを条件２－９で圧延した鋼板（Ｎｏ．９）は、ミクロ組織の構成は本発明の範囲内にあるものの、歪の平均が０であり、降伏伸びと腰折れを示した。
これに対して、鋼ｄを条件２－１０で圧延した鋼板（Ｎｏ．１０）は、ミクロ組織構成、歪の平均ともに本発明の範囲内にあるので降伏伸び、腰折れの何れも示さなかった。
これに対して、鋼ｄを条件２－１０で圧延した鋼板（Ｎｏ．１０）は、ミクロ組織構成、歪の平均ともに本発明の範囲内にあるので降伏伸び、腰折れの何れも示さなかった。
鋼ｄを条件２－１１で圧延した鋼板（Ｎｏ．１１）は、ミクロ組織の構成は本発明の範囲内にあるものの、歪の平均が本発明の範囲外であるため降伏伸びと腰折れを示した。また、鋼ｅを条件２－１４で圧延した鋼板（Ｎｏ．１４）は、ミクロ組織の構成が本発明の範囲外であるため、降伏伸びと腰折れを示した。
鋼ｅを条件２－１２および２－１３で圧延した鋼板（Ｎｏ．１２および１３）は、ミクロ組織の構成は本発明の範囲内にあるものの、歪の平均が本発明の範囲外であり、降伏伸びと腰折れを示した。
これに対して、鋼ｅを条件２－１５で圧延した鋼板（Ｎｏ．１５）は、ミクロ組織構成、歪の平均ともに本発明の範囲内にあるので降伏伸び、腰折れの何れも示さなかった。
鋼ｅを条件２－１２および２－１３で圧延した鋼板（Ｎｏ．１２および１３）は、ミクロ組織の構成は本発明の範囲内にあるものの、歪の平均が本発明の範囲外であり、降伏伸びと腰折れを示した。
これに対して、鋼ｅを条件２－１５で圧延した鋼板（Ｎｏ．１５）は、ミクロ組織構成、歪の平均ともに本発明の範囲内にあるので降伏伸び、腰折れの何れも示さなかった。
鋼ｆを条件２－１６で圧延した鋼板（Ｎｏ．１６）は、ミクロ組織の構成は本発明の範囲内にあるものの、歪の平均が０であり、降伏伸びと腰折れを示した。
これに対して、鋼ｆを条件２－１７で圧延した鋼板（Ｎｏ．１７）は、ミクロ組織構成、歪の平均ともに本発明の範囲内にあるので降伏伸び、腰折れの何れも示さなかった。
これに対して、鋼ｆを条件２－１７で圧延した鋼板（Ｎｏ．１７）は、ミクロ組織構成、歪の平均ともに本発明の範囲内にあるので降伏伸び、腰折れの何れも示さなかった。
鋼ｇを条件２－１８で圧延した鋼板（Ｎｏ．１８）は、ミクロ組織の構成は本発明の範囲内にあるものの、歪の平均が０であり、降伏伸びと腰折れを示した。
これに対して、鋼ｇを条件２－１９で圧延した鋼板（Ｎｏ．１９）は、ミクロ組織構成、歪の平均ともに本発明の範囲内にあるので降伏伸び、腰折れの何れも示さなかった。
鋼ｇを条件２－２０で圧延した鋼板（Ｎｏ．２０）は、ミクロ組織構成、歪の平均ともに本発明の範囲外にあるので、降伏伸びと腰折れを示した。
これに対して、鋼ｇを条件２－１９で圧延した鋼板（Ｎｏ．１９）は、ミクロ組織構成、歪の平均ともに本発明の範囲内にあるので降伏伸び、腰折れの何れも示さなかった。
鋼ｇを条件２－２０で圧延した鋼板（Ｎｏ．２０）は、ミクロ組織構成、歪の平均ともに本発明の範囲外にあるので、降伏伸びと腰折れを示した。
さらに、鋼ｇを条件２－１９で累積圧下率５０％で圧延した鋼板は、フェライト相の平均結晶粒径が３０μｍとなり、降伏伸びと腰折れを示さなかった。一方、鋼ｇを条件２－１９で累積圧下率を４０％で圧延した鋼板は、フェライト相の平均結晶粒径が３５μｍとなり、降伏伸びと腰折れを示した。
このことから、腰折れ抑制の条件として、仕上げ圧延時の累積圧下は５０％以上とすることが必要であることが明らかである。
このことから、腰折れ抑制の条件として、仕上げ圧延時の累積圧下は５０％以上とすることが必要であることが明らかである。
鋼ｂ、ｄ、およびｅについて、この実施例で得られた歪の平均と降伏伸びの関係を図４にグラフで示す。降伏伸びが０％の鋼板は腰折れを示さなかった。このことから腰折れを抑制可能な条件として歪の平均が０．０５０以上であることが明瞭である。
＜実施例２＞
質量％にてＣ：０．０２％、Ｓｉ：０．０１％、Ｍｎ：０．２％、Ｐ：０．００７％、Ｓ：０．００１％、Ｎ：０．００３％、およびＡｌ：０．０３％を含有し、残部はＦｅ、および不可避的不純物からなる鋳片を作製し、熱間圧延して、４．２ｍｍの熱延鋼板からなる熱延コイルを得た。
熱間圧延の条件は、ＳＲＴ：１２５０℃、ＦＴ：９００℃、ＭＴ：７２０℃、ＣＲ２：１０℃／秒、ｔＡＣ：２．５秒、ＣＲ３：５０℃／秒、およびＣＴ：９０℃を共通とし、ＣＲ１を１、２、２．５、５℃／秒とした。また、仕上げ圧延は累積圧下率１５０％で圧下した。
得られた鋼板（熱延コイル）を実施例１と同様に評価した。すなわち、ミクロ組織構成、Ｆ相の平均粒径、歪の平均、降伏伸び、降伏強度、および腰折れの有無について調べた。その結果を表４に示す。
質量％にてＣ：０．０２％、Ｓｉ：０．０１％、Ｍｎ：０．２％、Ｐ：０．００７％、Ｓ：０．００１％、Ｎ：０．００３％、およびＡｌ：０．０３％を含有し、残部はＦｅ、および不可避的不純物からなる鋳片を作製し、熱間圧延して、４．２ｍｍの熱延鋼板からなる熱延コイルを得た。
熱間圧延の条件は、ＳＲＴ：１２５０℃、ＦＴ：９００℃、ＭＴ：７２０℃、ＣＲ２：１０℃／秒、ｔＡＣ：２．５秒、ＣＲ３：５０℃／秒、およびＣＴ：９０℃を共通とし、ＣＲ１を１、２、２．５、５℃／秒とした。また、仕上げ圧延は累積圧下率１５０％で圧下した。
得られた鋼板（熱延コイル）を実施例１と同様に評価した。すなわち、ミクロ組織構成、Ｆ相の平均粒径、歪の平均、降伏伸び、降伏強度、および腰折れの有無について調べた。その結果を表４に示す。
鋼板のミクロ組織は、７５～７９％のＦ相と２１～２５％のＰ組織で構成され、ＣＲ１の影響は認められなかったが、Ｆ相の平均粒径はＣＲ１の影響を強く受けた。ＣＲ１が２．５℃／ｓ以上では、Ｆ相の平均粒径は３０μｍ以下となり、歪の平均は０．０５０以上となり、降伏伸びは０％、腰折れの発生は認められなかった。
これに対して、ＣＲ１が２．５℃／ｓ未満では、Ｆ相の平均粒径が３０μｍを上回り、歪の平均は０．０５０未満となり、降伏伸びが発生し、腰折れの発生も認められた。
この結果から、ＣＲ１を２．５℃／ｓ以上とすること、およびＦ相の平均粒径を３０μｍ以下とすることが腰折れの発生の抑制に必要なことが明瞭に示された。
これに対して、ＣＲ１が２．５℃／ｓ未満では、Ｆ相の平均粒径が３０μｍを上回り、歪の平均は０．０５０未満となり、降伏伸びが発生し、腰折れの発生も認められた。
この結果から、ＣＲ１を２．５℃／ｓ以上とすること、およびＦ相の平均粒径を３０μｍ以下とすることが腰折れの発生の抑制に必要なことが明瞭に示された。
Ｌ１～Ｌ４：微細格子マーカーの格子点間の距離である。
Claims (4)
- 質量％で、
Ｃ：０．０１～０．１５％、
Ｓｉ：０．０１～２．０％、
Ｍｎ：０．０１～３．０％
を含有し、
Ｐ：０．０５％以下、
Ｓ：０．０５％以下、
Ｎ：０．０５％以下、
Ａｌ：０．０５％以下
に制限され、残部がＦｅおよび不可避的不純物で構成される化学成分を有し、
ミクロ組織が、面積率で、５０％以上のフェライト相および１０％以上のパーライト組織を含み、フェライト相の平均粒径が３０μｍ以下であり、
かつ、微細格子マーカー法で求めたフェライト相中の局所歪の絶対値の平均が０．０５０以上であることを特徴とする熱延鋼板。 - 鋼板が、更に加えて、質量％で、
Ｔｉ：０．１％以下、
Ｎｂ：０．１％以下、
Ｂ：０．０１％以下、
Ｃｒ：１．５％以下、
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｎｉ：１．０％以下
のうちの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に記載の熱延鋼板。 - 鋼板が、更に加えて、質量％で、
Ｍｏ：０．０１～１．０％、
Ｗ：０．０１～０．５％、
Ｖ：０．０１～０．５％
のうちの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に記載の熱延鋼板。 - 請求項１～３のいずれか１項に記載の熱延鋼板を製造する方法であって、請求項１～３のいずれか１項に記載の化学成分を有する鋼を鋳造した後、直接、あるいは１３００℃以下に再加熱して熱間圧延し、該熱間圧延において、Ａｒ３点以上で完了する累積圧下率５０％以上の仕上げ圧延を行い、熱間圧延後、第１段階の冷却として、２．５～２５℃／秒の平均冷却速度で６００～７２０℃まで冷却し、その後、第２段階の冷却として、１５℃／ｓ以下で、（フェライト・パーライト変態が完了する時点）～（フェライト・パーライト変態が完了する時点から１００ｓ経過後の時点）の間のいずれかの時点まで冷却し、更に、第３段階の冷却として、その後、鋼板の温度が３００℃になるまでの平均冷却速度を５０℃／秒以上として３００℃以下まで冷却して巻き取ることを特徴とする熱延鋼板の製造方法。
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