(19)【発行国】日本国特許庁(JP)
(12)【公報種別】特許公報(B2)
(11)【特許番号】
(24)【登録日】2023-11-21
(45)【発行日】2023-11-30
(54)【発明の名称】薄鋼板及びその製造方法
(51)【国際特許分類】
C22C 38/00 20060101AFI20231122BHJP
C22C 38/60 20060101ALI20231122BHJP
C21D 9/46 20060101ALI20231122BHJP
【ＦＩ】
C22C38/00 301W
C22C38/60
C21D9/46 T
【請求項の数】
4
(21)【出願番号】P 2019150358
(22)【出願日】2019-08-20
(65)【公開番号】P2021031703
(43)【公開日】2021-03-01
【審査請求日】2022-04-07
(73)【特許権者】
【識別番号】000006655
【氏名又は名称】日本製鉄株式会社
(74)【代理人】
【識別番号】100099759
【弁理士】
【氏名又は名称】青木 篤
(74)【代理人】
【識別番号】100123582
【弁理士】
【氏名又は名称】三橋 真二
(74)【代理人】
【識別番号】100187702
【弁理士】
【氏名又は名称】福地 律生
(74)【代理人】
【識別番号】100162204
【弁理士】
【氏名又は名称】齋藤 学
(74)【代理人】
【識別番号】100195213
【弁理士】
【氏名又は名称】木村 健治
(72)【発明者】
【氏名】大塚 貴之
(72)【発明者】
【氏名】明石 透
【審査官】河口 展明
(56)【参考文献】
【文献】国際公開第２０１８／１２７９８４（ＷＯ，Ａ１）
【文献】国際公開第２０１７／１６４３４６（ＷＯ，Ａ１）
【文献】国際公開第２０１８／１３９０９６（ＷＯ，Ａ１）
【文献】国際公開第２０１７／０３３２２２（ＷＯ，Ａ１）
【文献】特開２０１７－０５３００１（ＪＰ，Ａ）
【文献】国際公開第２０１６／１２０９１５（ＷＯ，Ａ１）
【文献】国際公開第２０１６／１２０９１４（ＷＯ，Ａ１）
【文献】国際公開第２０１６／１０３５３５（ＷＯ，Ａ１）
【文献】国際公開第２０１６／１０３５３４（ＷＯ，Ａ１）
【文献】国際公開第２０１４／０３０６６３（ＷＯ，Ａ１）
【文献】特開２０１３－１４７７３６（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２０１１－２１４１０１（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２００７－１６２０７６（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２００６－０２２３９０（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２００３－２４７０４５（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開平０６－３０６５３３（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開平０６－１４５８９１（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開平０６－１４５８９４（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開平１１－２６９６０６（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２０００－２８２１７５（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開平０３－０６１３４６（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２００３－１９３２１３（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２００６－０７０３２６（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２０１９－１７３１５７（ＪＰ，Ａ）
【文献】南 秀和、池田 博司、森川 龍哉、東田 賢二、眞山 剛、田路 勇樹、長谷川 浩，微細格子マーカー法を用いた複合組織鋼における局所塑性ひずみ分布の可視化，鉄と鋼，日本，日本鉄鋼協会，2012年，Vol. 98 (2012)、No. 6，８９～９６，https://www.jstage.jst.go.jp/article/tetsutohagane/98/6/98_303/_pdf/-char/ja
(58)【調査した分野】(Int.Cl.，ＤＢ名)
Ｃ２２Ｃ ３８／００－３８／６０
(57)【特許請求の範囲】
【請求項1】
組成が、質量％で、Ｃ：０．１０％以上１．２０％以下、Ｓｉ：２．５０％以下、Ｍｎ：０．８０％以上２．５０％以下、Ａｌ：０．１０％以下、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．１０％以下、及び、Ｎ：０．０１０％以下を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物であり、組織が、面積率で５０％以上のベイナイト組織を有し、フェライト相が面積率で１５％未満であり、かつ、マルテンサイト相が面積率で１０％以下であり、さらに、降伏比が７０％未満であり、引張強度が４４０ＭＰａ以上７１３ＭＰａ以下であることを特徴とする薄鋼板。
【請求項2】
さらに、Ｔｉ：０．１％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｃｕ：１．５％以下、Ｎｉ：３．０％以下、Ｂ：０．０１％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｗ：２．０％以下、及び、Ｖ：０．５％以下のうちの１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１記載の薄鋼板。
【請求項3】
Ｓｉ含有量が０．８０％以上であることを特徴とする請求項１または２に記載の薄鋼板。
【請求項4】
請求項１～３のいずれか１項に記載の薄鋼板を製造する方法であって、請求項１または２に記載の組成を有する鋼片を、加熱炉にてＡ３点以上に加熱してオーステナイト相にした後、所望の厚さまで熱間圧延した後、ランアウトテーブル上において、第１段階の冷却として、８００℃以上の温度から、１５℃／ｓ～５０℃／ｓの平均冷却速度で、６００～３５０℃まで冷却し、第２段階の冷却として、その後、ベイナイト組織が面積率で５０％以上かつフェライト組織が面積率で１５％未満でオーステナイト組織が面積率で１％となる時点から１００ｓ以内のいずれかの時点まで温度保持または平均冷却速度１５℃／ｓ以下で冷却し、更に、第３段階の冷却として、その後、鋼板の温度が３００℃となるまでの平均冷却速度を５０℃／ｓ以上として３００℃以下まで冷却することを特徴とする薄鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
本発明は、薄鋼板及びその製造方法に関し、特に、建築、自動車、家電、産業用機械などに使用する薄鋼板及びその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【0002】
自動車用鋼板では、衝突安全性や燃費向上などの目的で、より高強度な鋼板が求められている。このような鋼板には求められる板厚精度や品質に応じて、熱間圧延ラインにおける温度制御方法が異なり、精緻な制御が必要であることが特徴である。
【0003】
ここで、近年では、絞り加工に適した低降伏比（降伏比＝降伏強度／引張強度）の鋼板が求められている。低降伏比の鋼板とすることによって、高張力でありながら、絞り特性に優れた鋼板を得ることができる。
しかし、一般に合金成分の変更や巻き取り温度の低下などによって鋼板を高強度化すると、引張り強度と共に降伏点も上昇する。
しかし、一般に合金成分の変更や巻き取り温度の低下などによって鋼板を高強度化すると、引張り強度と共に降伏点も上昇する。
【0004】
そこで、軟質相であるフェライトと、硬質相であるマルテンサイトの混合相によって低降伏比を実現する方法がある。
例えば、特許文献１には、（ベイニティック）フェライト相を主相とし、面積率で1.4～15％のマルテンサイト相を含むことで低降伏比を達成した鋼板が開示されている。
例えば、特許文献１には、（ベイニティック）フェライト相を主相とし、面積率で1.4～15％のマルテンサイト相を含むことで低降伏比を達成した鋼板が開示されている。
【0005】
また、特許文献２には、熱間圧延終了温度からの温度低下量が４０℃以下の温度域から平均冷却速度５℃／ｓ以上で５５０～６５０℃まで冷却し、冷却後、４～６０秒間空冷を行い、その後、５００℃以下まで平均冷却速度１５℃／ｓ以上で冷却することで、微細なフェライトを含む組織を得て、靭性を高くし、低降伏比高張力鋼板を製造する技術が開示されている。
【0006】
しかしながら、これらの方法では、基本的に軟質相のフェライトと硬質相のマルテンサイトを混合しているため、不均一な組織構成となり、材料の異方性や材質バラツキの発生など、品質を安定化させる上での課題があった。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0007】
【文献】特開２０１２－１８８７３１号公報
【文献】特開２００９－２２８０４０号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0008】
本発明は、上記実情に鑑み、均質組織であることと、高い引張強度を維持しつつ降伏点を下げることを両立させた鋼板を得ることを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【0009】
本発明者らは、薄板熱間圧延プロセスによる鋼板（以下薄鋼板と表記）の製造に当たり、ランアウトテーブル上において熱間圧延完了温度からコイル巻き取り温度までの冷却過程を制御して、高い引張強度を維持しつつ降伏点を低下させ、かつ、より均質な組織を形成することを検討した。なお、本発明で薄鋼板とは板厚６ｍｍ以下の鋼板をいう。
その過程で、冷却中の変態によって生じる体積変化に起因する局所的な応力に着目した。
その結果、体積変化に起因する変態した相に内在する結晶粒単位の局所的な内部応力が材料の軟化現象を起こすこと、その内部応力を、冷却速度の制御により、常温まで鋼板内部に閉じ込めることで、軟化した状態の鋼板が得られることを知見した。
さらに、内部応力を常温まで鋼材内に閉じ込めるための冷却の制御により、ベイナイト主体の組織として、組織を均質化することが可能であることを見出した。
その過程で、冷却中の変態によって生じる体積変化に起因する局所的な応力に着目した。
その結果、体積変化に起因する変態した相に内在する結晶粒単位の局所的な内部応力が材料の軟化現象を起こすこと、その内部応力を、冷却速度の制御により、常温まで鋼板内部に閉じ込めることで、軟化した状態の鋼板が得られることを知見した。
さらに、内部応力を常温まで鋼材内に閉じ込めるための冷却の制御により、ベイナイト主体の組織として、組織を均質化することが可能であることを見出した。
【0010】
本発明は、以上のような検討結果、Ｃ量などが高くて、通常は、降伏点が上昇して降伏比が高くなるような鋼板でも、降伏点の上昇を抑えて、低降伏比であり、組織をベイナイト主体のより均質な組織を有する鋼板とすることを可能にしたもので、その要旨とするところは以下の通りである。
【0011】
（１）組成が、質量％で、Ｃ：０．０１５％超１．２０％以下、Ｓｉ：２．５０％以下、Ｍｎ：０．８０％以上２．５０％以下、Ａｌ：０．１０％以下、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．１０％以下、及び、Ｎ：０．０１０％以下を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物であり、組織が、面積率で５０％以上のベイナイト組織を有し、かつ、フェライト相が面積率で１５％未満であり、さらに、降伏比が７０％未満であることを特徴とする薄鋼板。
【0012】
（２）さらにＴｉ：０．１％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｃｕ：１．５％以下、Ｎｉ：３．０％以下、Ｂ：０．０１％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｗ：２．０％以下、及び、Ｖ：０．５％以下のうちの１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記（１）記載の薄鋼板。
（３）微小マーカー法によって測定された局所ひずみの値が０．０５０以上であることを特徴とする上記（１）または（２）に記載の薄鋼板。
（４）マルテンサイト相が面積率で１０％以下であることを特徴とする上記（１）～（３）のいずれかに記載された薄鋼板。
（３）微小マーカー法によって測定された局所ひずみの値が０．０５０以上であることを特徴とする上記（１）または（２）に記載の薄鋼板。
（４）マルテンサイト相が面積率で１０％以下であることを特徴とする上記（１）～（３）のいずれかに記載された薄鋼板。
【0013】
（５）上記（１）～（４）のいずれかに記載の薄鋼板を製造する方法であって、上記（１）または（２）に記載の組成を有する鋼片を加熱炉にてＡ３点以上に加熱してオーステナイト相にした後、所望の厚さまで熱間圧延した後、ランアウトテーブル上において、第１段階の冷却として、８００℃以上の温度から、１５℃／ｓ～５０℃／ｓの平均冷却速度で、６００～３５０℃まで冷却し、第２段階の冷却として、その後、ベイナイト組織が面積率で５０％以上かつフェライト組織が面積率で１５％未満でオーステナイト組織が面積率で１％となる時点から１００ｓ以内のいずれかの時点まで温度保持または平均冷却速度１５℃／ｓ以下で冷却し、更に、第３段階の冷却として、その後、鋼板の温度が３００℃となるまでの平均冷却速度を５０℃／ｓ以上として３００℃以下まで冷却することを特徴とする薄鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【0014】
本発明によれば、ベイナイト組織を主体とする均質な組織で、高い引張強度、例えば４４０ＭＰａ以上の引張強度を維持しつつ降伏点を下げた鋼板を、高い生産性で得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【0015】
【図1】変態率が異なる状態から引張りを行って計算された応力・ひずみ曲線を示す図である。（ａ）は変態による体積膨張を有する場合であり、（ｂ）は変態による体積膨張が無い場合である。
【図2】変態率が異なる状態から引張りを行って計算された応力・ひずみ曲線を示す図である。
【図3】Ａ３点以上に加熱した後の鋼板の冷却の一例を示す図である。
【図4】試験片の引張試験の結果を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【0016】
最初に、本発明の鋼板が得られる基本的な過程について説明する。
本発明者らは、薄板熱間圧延プロセスにおいて、鋼片を加熱炉にてＡ３点以上に加熱し、その後粗圧延によって粗バーと呼ばれる中間厚まで圧延し、必要に応じて高周波加熱装置にて粗圧延中に低下した温度を補償し、仕上げ圧延によって製品の厚みまで圧延した後、ランアウトテーブル上において圧延完了温度からコイル巻き取り温度までの冷却過程について調査したところ、冷却中の変態によって生じる体積変化に起因する局所的な応力が、材料の軟化現象を起こすことを見出した。
本発明者らは、薄板熱間圧延プロセスにおいて、鋼片を加熱炉にてＡ３点以上に加熱し、その後粗圧延によって粗バーと呼ばれる中間厚まで圧延し、必要に応じて高周波加熱装置にて粗圧延中に低下した温度を補償し、仕上げ圧延によって製品の厚みまで圧延した後、ランアウトテーブル上において圧延完了温度からコイル巻き取り温度までの冷却過程について調査したところ、冷却中の変態によって生じる体積変化に起因する局所的な応力が、材料の軟化現象を起こすことを見出した。
【0017】
この変態中の軟化現象に関して、従来、相変態中に小さな応力を加えることによる変態中に生じるひずみについては、変態塑性ひずみと称してこれまで研究がなされているが、相変態直後における内部のひずみの状態に関する検討はなされてこなかった。
そこで、発明者らは変態直後における内部応力状態に着目し、変態中及び変態直後の鋼材の応力・ひずみ特性に関して、数値計算及び実験を行った。
そこで、発明者らは変態直後における内部応力状態に着目し、変態中及び変態直後の鋼材の応力・ひずみ特性に関して、数値計算及び実験を行った。
【0018】
まず、次のような参照体積要素、すなわち周期的な境界を持つ微小領域を用いた。参照体積要素は、γ単相の多結晶体として、任意に配置された変態核から新たなα相が発生し、等方的に粒成長するものとする。この粒成長過程において、α相は、γ相に比べて体積が大きい（密度が小さい）ため、変態によって体積膨張を生じる。ここで、変態による体積膨張は、一定値とし、等方的な値（β＝１．５×１０-3）を用いる。
【0019】
また、α相及びγ相は、それぞれ体心立方及び面心立方格子の機械的特性を有し、およそ４００～６００℃程度のベイナイト組織当及びオーステナイトの材料定数を用いることとする。
【0020】
そして、計算は、１００個のオーステナイト粒から１００個のベイナイト粒が生成するものとし、参照体積要素内に６４×６４×６４の計算点を設ける。このような多結晶体について、ある変態率までベイナイト変態が進行した時点で、引張応力を付加した場合の応力とひずみの計算を行う。また、引張応力の付加中に変態は進行しないものとする。
【0021】
数値計算において、オーステナイトからベイナイトが生じる相変態中は、２相の均質化問題を解くものであり、高速フーリエ変換を用いた均質化法を用いる。この方法は、Ｇｒｅｅｎ関数を用いた微分方程式の解法を基礎としており、周期境界条件下での不均質材料について、応力・ひずみ問題を解くことで行われる。
【0022】
上述の数値計算の方法に従って計算をした。
図１に、変態率が異なる状態から引張試験を行って計算された応力・ひずみ曲線を示す。（ａ）は変態による体積膨張を有する場合であり、（ｂ）は変態による体積膨張が無い場合である。
図１は、変態率が、それぞれ、０％、１０％、３０％、５０％、７０％、９０％及び１００％の状態から引張試験を行い、計算された応力・ひずみ曲線である。また、「１００％―ｖｉｒｇｉｎ」と表記している応力・ひずみ曲線は、変態完了後に変態温度で５時間保持した状態から引張りを行い、計算された応力・ひずみ曲線である。
図１に、変態率が異なる状態から引張試験を行って計算された応力・ひずみ曲線を示す。（ａ）は変態による体積膨張を有する場合であり、（ｂ）は変態による体積膨張が無い場合である。
図１は、変態率が、それぞれ、０％、１０％、３０％、５０％、７０％、９０％及び１００％の状態から引張試験を行い、計算された応力・ひずみ曲線である。また、「１００％―ｖｉｒｇｉｎ」と表記している応力・ひずみ曲線は、変態完了後に変態温度で５時間保持した状態から引張りを行い、計算された応力・ひずみ曲線である。
【0023】
このように、変態による体積膨張を考慮した場合は、考慮していない場合に比べ、応力・ひずみ曲線が低応力側に移動している。これは、どの変態率においても同じ傾向である。そのため、変態中の体積膨張の結果、外部からの負荷によって材料の変形が容易となり、材料が軟化した状態になる。
【0024】
すなわち、変態中による体積膨張を補償するため、相の境界において、ひずみの不整合が生じ、この不整合を調整するため、弾性ひずみ、又は、塑性ひずみが生じる。その結果、このひずみにより、外部からの負荷による変形が容易となり、一見、材料が軟化した状態になると考えられる。この現象を変態塑性と呼ぶ。
【0025】
ところで、変態率１００％の応力・ひずみ曲線が、１００％―ｖｉｒｇｉｎの応力・ひずみ曲線より、低応力側に移動しており、変態が終了している変態率１００％の場合についても、材料が軟化する。
これは、３％程度の変態率では、オーステナイト相が主に塑性変形を受けているのに対し、９９％の変態率では、ベイナイト組織も塑性変形を受けており、このベイナイト組織に内在する非常に微視的な、すなわち、結晶粒単位の残留応力が、起因となって材料の軟化を示すものと考えられる。
以上の結果より、これまでは、変態中に材料が軟化すると考えられてきたが、変態完了直後も材料が軟化することが分かった。
これは、３％程度の変態率では、オーステナイト相が主に塑性変形を受けているのに対し、９９％の変態率では、ベイナイト組織も塑性変形を受けており、このベイナイト組織に内在する非常に微視的な、すなわち、結晶粒単位の残留応力が、起因となって材料の軟化を示すものと考えられる。
以上の結果より、これまでは、変態中に材料が軟化すると考えられてきたが、変態完了直後も材料が軟化することが分かった。
【0026】
次に、変態後の相が変態前の相よりも軟質な場合を考える。上記では、ベイナイト変態を考えたが、例えば、フェライト変態の場合には、変態後の相の方が軟質である。そこで、変態後の相の方が軟質である場合について、同様の数値計算を行った。図２に、変態率が異なる状態から引張りを行って計算された応力・ひずみ曲線を示す。
【0027】
このときの材料の軟化程度は、変態後の相が硬質な場合よりも大きく、フェライト変態の場合には、変態域での圧延荷重が著しく低下している。そして、変態が完了した直後も軟化状態が継続する傾向は、変態前後の相の硬さによらず同様である。
【0028】
そこで、本発明者らは、この残留応力を変態直後に鋼板内部に閉じ込めることで、低降伏比の鋼板を得ることができると考え、変態完了直後に急冷する実験を行った。その結果、変態完了直後に、所定の冷却速度で３００℃以下まで冷却することにより、高い引張強度を維持しつつ降伏点が低下した鋼板を製造できることを見出した。
さらに、変態に、ベイナイト変態を利用することにより、ベイナイト組織を主体とし、より均一な組織も同時に得られることを見出した。
さらに、変態に、ベイナイト変態を利用することにより、ベイナイト組織を主体とし、より均一な組織も同時に得られることを見出した。
【0029】
本発明は、以上のような検討過程を経て本発明に至ったものであり、以下、そのような本発明で規定する要件や好ましい要件について順次説明する。
【0030】
まず、鋼板の成分組成について説明する。なお、成分組成の含有率の「％」は、「質量％」を示す。
本発明の鋼板は、少なくとも、質量％で、Ｃ：０．０１５％超１．２０％以下、Ｓｉ：２．５０％以下、Ｍｎ：０．８０％以上２．５０％以下、Ａｌ：０．１０％以下、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．１０％以下、及び、Ｎ：０．０１０％以下を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物である鋼からなるものであり、各成分の含有範囲の限定理由は次のとおりである。
本発明の鋼板は、少なくとも、質量％で、Ｃ：０．０１５％超１．２０％以下、Ｓｉ：２．５０％以下、Ｍｎ：０．８０％以上２．５０％以下、Ａｌ：０．１０％以下、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．１０％以下、及び、Ｎ：０．０１０％以下を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物である鋼からなるものであり、各成分の含有範囲の限定理由は次のとおりである。
【0031】
Ｃは、鋼板の強度を高めるのに必須の元素であり、ベイナイト組織への固溶ならびに第二相や炭化物の形成を通じて高強度化に寄与するので、０．０１５％超とする。０．０１５％以下では、変態が高温で進行してしまい、歪が早期に解放されてしまうと共に、ベイナイト組織の生成が困難となり、ベイナイト組織を５０％以上に変態させた直後に急冷することが困難になる。また、１．２０％超では、冷却でパーライトやセメンタイトが多く発生し伸びが劣化する傾向にあるので、１．２０％以下とする。
【0032】
Ｓｉは、固溶強化により鋼板の強度を上昇させるのに有効な元素であり、添加による強度上昇効果に比して、それに伴う加工性の低下が少ないという利点をもつ元素である。しかし、２．５０％超では、鋼板の表面性状を大きく損なうので、２．５０％以下の範囲で含有させる。下限は特に限定しないが、０．０５％未満では、添加効果が充分に発現しないため、０．０５％以上が好ましい。
【0033】
Ｍｎは、固溶強化により鋼板の強度を確保するのに必要な元素である。しかし、０．８０％未満では、添加効果が充分に発現しないため、０．８０％以上とする。また、２．５０％超では、マルテンサイトが生成したり、伸びが不足したりするため、上限は２．５０％とする。
【0034】
Ａｌは、脱酸に必要な元素であり、鋼板中の清浄度を上げて、地疵を低減するために非常に重要な元素である。しかし、０．１０％超では、窒化物や酸化物を形成して、靱性を阻害するので、０．１０％以下の範囲で含有させる。下限は特に限定しないが、０．００１％未満では、添加効果が充分に発現しないため、０．００１％以上が好ましい。
【0035】
Ｎは、鋼中に不純物として含有される元素であり、加工性を低下させる作用を有する。
０．０１０％を超えると、その影響が顕著になるので、０．０１０％以下とする。下限は特に限定しないが、０．０００１％未満にすると、製造コストの上昇を招くので、実用鋼上、０．０００１％が実質的な下限である。
０．０１０％を超えると、その影響が顕著になるので、０．０１０％以下とする。下限は特に限定しないが、０．０００１％未満にすると、製造コストの上昇を招くので、実用鋼上、０．０００１％が実質的な下限である。
【0036】
Ｐは、鋼中に不純物として含有する元素であり、加工性を低下させる作用を有する。０．１０％を超えると、その影響が顕著になるので、０．１０％以下にする。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。
【0037】
Ｓは、鋼中に不純物として含有される元素であり、鋼中に硫化物系介在物を形成して鋼板の加工性を顕著に低下させる作用を有する。０．１０％を超えると、その影響が顕著になるので、Ｓは、０．１０％以下にする。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。
【0038】
また、鋼板は、強度の向上などの機械特性の向上のため、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｂ、Ｍｏ、Ｗ、及びＶのいずれか１種または２種以上をさらに含有することができる。それぞれの元素の含有量の上限は、本発明の効果を損なわない範囲として、Ｔｉ：０．１％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｃｕ：１．５％以下、Ｎｉ：３．０％以下、Ｂ：０．０１％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｗ：２．０％以下、及び、Ｖ：０．５％以下とする。Ｂ以外の元素については、それらの添加効果を得るためには、各元素について０．０１％以上含有させることが好ましい。また、Ｂについては、その添加効果を得るためには０．０００１％以上含有させることが好ましい。
【0039】
次に、鋼板の組織について説明する。
鋼板の強度とミクロ組織の均質性を高めるために、また、後述するように、低降伏比を実現するために、面積率で５０％以上をベイナイト組織とする。ベイナイト組織の面積率の上限は特に限定しないが、９５％程度である。
フェライト相は伸びを高めるが、強度も同時に低下させるため、所望の低降伏比を実現するためには面積率で１５％未満とする。
また、ベイナイト組織の量に応じて、その他の組織として、パーライト相やマルテンサイト相が生じる場合がある。マルテンサイト相については、多くなると鋼板の伸び特性が劣化するため、面積率で１０％以下であることが好ましい。
鋼板の強度とミクロ組織の均質性を高めるために、また、後述するように、低降伏比を実現するために、面積率で５０％以上をベイナイト組織とする。ベイナイト組織の面積率の上限は特に限定しないが、９５％程度である。
フェライト相は伸びを高めるが、強度も同時に低下させるため、所望の低降伏比を実現するためには面積率で１５％未満とする。
また、ベイナイト組織の量に応じて、その他の組織として、パーライト相やマルテンサイト相が生じる場合がある。マルテンサイト相については、多くなると鋼板の伸び特性が劣化するため、面積率で１０％以下であることが好ましい。
【0040】
次に、降伏比及び内部ひずみについて説明する。
本発明では、鋼板の降伏比を７０％未満として、優れた絞り加工性を有する鋼板とする。
このような低降伏比は、フェライト相を面積率１５％未満とすることと、ベイナイト組織を面積率で５０％以上とした後に所定の冷却速度で急冷して、ベイナイト組織中に内部応力を導入することとの組み合わせにより実現できる。
本発明では、鋼板の降伏比を７０％未満として、優れた絞り加工性を有する鋼板とする。
このような低降伏比は、フェライト相を面積率１５％未満とすることと、ベイナイト組織を面積率で５０％以上とした後に所定の冷却速度で急冷して、ベイナイト組織中に内部応力を導入することとの組み合わせにより実現できる。
【0041】
さらに、前記鋼板で低降伏比を実現するために十分な内部応力が導入されている必要があるため、微小マーカー法（後述実施例参照）によって測定された局所ひずみの値を０．０５０以上とするのが望ましい。更に、低降伏比７０％未満をより安定して得るには、０．１００以上が望ましい。
【0042】
本発明では、上記のように、鋼の成分調整を行った上で、後述するように、熱延後の冷却を制御して、面積率で５０％以上のベイナイト組織と１５％未満のフェライト相を有し、降伏比を７０％未満とした鋼板とするが、その鋼板を製品板とすることにより、均質な組織を有し、高い引張強度を維持しつつ降伏点を下げた加工性に優れた鋼板を得ることができる。また、冷延鋼板製造過程での熱延板の段階とすることにより、冷間圧延における圧延性に優れた熱延板を得ることができる。
また、製品板とする際には、表面にめっき層などを備えさせて表面処理鋼板としてもよい。
また、製品板とする際には、表面にめっき層などを備えさせて表面処理鋼板としてもよい。
【0043】
次に、そのような鋼板の製造方法について説明する。
前記に示した組成を有する鋼片を、加熱炉にてＡ３点以上に加熱してオーステナイト相にした後、粗圧延や、場合によっては誘導加熱を経て、仕上圧延によって所望の厚さまで熱間圧延した後、ランアウトテーブル上において、第１段階の冷却として、８００℃以上の温度から６００℃以下３５０℃以上の温度範囲内のいずれかの温度まで、平均冷却速度が１５℃／ｓ以上５０℃／ｓ以下の冷却速度で６００～３５０℃まで冷却し、第２段階の冷却として、ベイナイト組織が面積率で５０％以上かつフェライト組織が面積率で１５％未満でオーステナイト組織が面積率で１％となる時点から１００ｓ以内のいずれかの時点まで温度保持または平均冷却速度が１５℃／ｓ以下で冷却する。さらに、第３段階の冷却として、冷却開始から鋼板の温度が３００℃となるまでの平均冷却速度を５０℃／ｓ以上として３００℃以下まで冷却することで、鋼板内に内部応力を導入、維持することができ、低降伏比を実現した薄鋼板が製造可能となる。
前記に示した組成を有する鋼片を、加熱炉にてＡ３点以上に加熱してオーステナイト相にした後、粗圧延や、場合によっては誘導加熱を経て、仕上圧延によって所望の厚さまで熱間圧延した後、ランアウトテーブル上において、第１段階の冷却として、８００℃以上の温度から６００℃以下３５０℃以上の温度範囲内のいずれかの温度まで、平均冷却速度が１５℃／ｓ以上５０℃／ｓ以下の冷却速度で６００～３５０℃まで冷却し、第２段階の冷却として、ベイナイト組織が面積率で５０％以上かつフェライト組織が面積率で１５％未満でオーステナイト組織が面積率で１％となる時点から１００ｓ以内のいずれかの時点まで温度保持または平均冷却速度が１５℃／ｓ以下で冷却する。さらに、第３段階の冷却として、冷却開始から鋼板の温度が３００℃となるまでの平均冷却速度を５０℃／ｓ以上として３００℃以下まで冷却することで、鋼板内に内部応力を導入、維持することができ、低降伏比を実現した薄鋼板が製造可能となる。
【0044】
熱間圧延において、熱延終了温度は、ベイナイトが５０％以上得られる温度域であれば、Ａｒ３以上の温度でもＡｒ３以下の２相域の温度でもよい。
次いで、熱延終了温度からベイナイト変態を行わせる温度域まで冷却する。その際、８００℃以上の温度から６００℃以下３５０℃以上の温度範囲内のいずれかの温度まで、平均冷却速度が１５℃／ｓ以上５０℃／ｓ以下となるように冷却する。
この第１段階目の冷却では、８００℃以上の温度から６００℃以下３５０℃以上までの温度範囲を平均冷却速度が１５℃／ｓ以上とすることで、フェライト変態を抑制し、冷却後に形成されるフェライト相が１５％未満となる。第１段階目の冷却開始温度が８００℃未満となると、フェライト変態しやすくなる。また、上記温度域における平均冷却速度が５０℃／ｓ以下とすることで、マルテンサイトの生成を好ましくは１０％以下に抑制する。
次いで、熱延終了温度からベイナイト変態を行わせる温度域まで冷却する。その際、８００℃以上の温度から６００℃以下３５０℃以上の温度範囲内のいずれかの温度まで、平均冷却速度が１５℃／ｓ以上５０℃／ｓ以下となるように冷却する。
この第１段階目の冷却では、８００℃以上の温度から６００℃以下３５０℃以上までの温度範囲を平均冷却速度が１５℃／ｓ以上とすることで、フェライト変態を抑制し、冷却後に形成されるフェライト相が１５％未満となる。第１段階目の冷却開始温度が８００℃未満となると、フェライト変態しやすくなる。また、上記温度域における平均冷却速度が５０℃／ｓ以下とすることで、マルテンサイトの生成を好ましくは１０％以下に抑制する。
【0045】
第１段階目の冷却が終了した後、第２段階目の冷却として、６００℃以下３５０℃以上の温度範囲で、平均冷却速度が１５℃／ｓ以下で冷却（空冷、あるいは水冷）する、あるいは一定温度に保持することにより、オーステナイトをベイナイトに変態させ、フェライト相及びマルテンサイト相の生成を抑制しつつ、ベイナイトが主体の組織を得ることができる。
【0046】
ここで、ベイナイト組織の分率予測、及びフェライト相の分率予測は、あらかじめ実験的に取得した連続冷却曲線（ＣＣＴ曲線）を用いて行うことができる。
ＣＣＴ曲線を実験的に求めるには、対象鋼をＡ３点以上に加熱してオーステナイト化した後、種々の冷却パターンで冷却を行うが、冷却途中のある時刻から急冷を行い、急冷後の組織を光学顕微鏡などを用いて観察することで、急冷直前の組織を予測することが可能である。即ち、フェライトやベイナイトへの変態開始点等をＣＣＴ上に描くことが出来る。
さらに、上記冷却パターンで常温まで冷却を行い、常温となった後の組織を観察することで、ベイナイト５０％以上でありかつフェライト１５％未満を達成する冷却条件であるかどうかが判別される。
この実験的に得られた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量密度をあらかじめ決定し、目的の組織分率を得ることが可能となる。
ＣＣＴ曲線を実験的に求めるには、対象鋼をＡ３点以上に加熱してオーステナイト化した後、種々の冷却パターンで冷却を行うが、冷却途中のある時刻から急冷を行い、急冷後の組織を光学顕微鏡などを用いて観察することで、急冷直前の組織を予測することが可能である。即ち、フェライトやベイナイトへの変態開始点等をＣＣＴ上に描くことが出来る。
さらに、上記冷却パターンで常温まで冷却を行い、常温となった後の組織を観察することで、ベイナイト５０％以上でありかつフェライト１５％未満を達成する冷却条件であるかどうかが判別される。
この実験的に得られた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量密度をあらかじめ決定し、目的の組織分率を得ることが可能となる。
【0047】
第１段階目の冷却が終了した後、上記のように第２段階目の冷却あるいは保持して、ベイナイト組織が面積率で５０％以上の量になり、かつフェライト相が１５％未満でオーステナイト組織が面積率で１％となる時点から１００ｓ以内のいずれかの時点に第３段階目の冷却を開始し、冷却開始から鋼板の温度が３００℃となるまでの平均冷却速度が５０℃／ｓ以上で３００℃以下まで冷却する必要がある。これにより、ベイナイト変態時に鋼板内部に導入された微細な応力分布が解放されずに、鋼板内部に導入するとともに、常温でベイナイト組織が５０％以上で、フェライト相が１５％未満である組織を形成することができる。
【0048】
ここで、第３段階目の冷却を開始する時期を、ベイナイト組織が５０％以上の量になった時点からとしたのは、冷却開始時に少なくともベイナイト組織が５０％以上でないと、降伏比を低下させるのに必要なひずみが形成されないためであり、１００ｓ以内としたのは、冷却開始時期が、遅くともベイナイト変態が完了した時点から１００ｓ以内であれば、導入された歪（微細な応力分布）が解放されずに維持できるためである。したがって、第２段階目の冷却の開始時期は、フェライト相が１５％未満で、ベイナイト組織が面積率で５０％以上、オーステナイト組織が面積率で１％となった時点からベイナイト変態完了後１００ｓ以内までの間で、得ようとする組織やひずみ量に応じて選択できる。
また、第２段階目の冷却として、冷却開始から鋼板の温度が３００℃となるまでの平均冷却速度が５０℃／ｓ以上で３００℃以下まで冷却するのは、前記応力分布を維持し、応力を凍結するためである。
また、第２段階目の冷却として、冷却開始から鋼板の温度が３００℃となるまでの平均冷却速度が５０℃／ｓ以上で３００℃以下まで冷却するのは、前記応力分布を維持し、応力を凍結するためである。
【0049】
以上説明した、熱間圧延によって所望の板厚とした後の熱延鋼板の冷却の例を図３により説明する。
【0050】
図３において、ａ、ｂの実線は、Ａ３点以上に加熱し、熱間圧延を行った後の冷却の際の温度と時間の関係を示す。また、点線は、恒温変態曲線を示し、Ｆ（１％）の点線がフェライト変態の開始線であり、Ｆ（９９％）の点線がフェライト変態の終了線である。同様に、Ｂ（１％）の点線がベイナイト変態の開始線であり、Ｂ（９９％）の点線がベイナイト変態の終了線である。Ｍｓの点線がマルテンサイト変態の開始線であり、Ｍｆの点線がマルテンサイト変態の終了線である。
【0051】
冷却線ａは、熱延終了後３５０℃まで冷却速度１５～５０℃／ｓで冷却し、ベイナイト組織が５０％となるまで温度を保持し、ベイナイト組織が５０％となった時刻から１００秒以内に５０℃／ｓ以上の冷却速度で３００℃まで急冷するものである。
【0052】
冷却線ｂは、目的とする４５０℃まで冷却速度１５～５０℃／ｓで冷却し、４５０℃でベイナイト組織が５０％となるまで温度保持し、ベイナイト組織が５０％となった時刻から１００秒以内に少なくとも５０℃／ｓ以上の冷却速度で３００℃まで急速冷却するものである。
【0053】
以上のようにして得られた鋼板は、熱延鋼板として、建築、自動車、家電、産業用機械などに使用できる。また、冷間圧延をするための素材としての熱延板とすることもできる。この場合には、組織が均一で低降伏比であるために、冷間圧延性の良好な熱延板を提供できる。
また、熱延鋼板とする場合には、耐食性の向上などを目的として、めっきなどの表面処理を行ってもよい。
また、熱延鋼板とする場合には、耐食性の向上などを目的として、めっきなどの表面処理を行ってもよい。
【実施例】
【0054】
次に、本発明の実施例について説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
【0055】
（実施例１）
質量％で、Ｃ：０．１％、Ｍｎ：１．０％、Ｓｉ：１．０％、Ａｌ：０．０３％、Ｎ：０．００４％、Ｐ：０．００１％、Ｓ：０．００１％、Ｔｉ：０．０％、Ｎｂ：０．０％、Ｃｒ：０．０％、Ｃｕ：０．１％、Ｎｉ：０．０％、Ｂ：０．０％、Ｍｏ：０．０％、Ｗ：０．０％、及び、Ｖ：０．０％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物である厚み２５０ｍｍの鋼片を用意した。
質量％で、Ｃ：０．１％、Ｍｎ：１．０％、Ｓｉ：１．０％、Ａｌ：０．０３％、Ｎ：０．００４％、Ｐ：０．００１％、Ｓ：０．００１％、Ｔｉ：０．０％、Ｎｂ：０．０％、Ｃｒ：０．０％、Ｃｕ：０．１％、Ｎｉ：０．０％、Ｂ：０．０％、Ｍｏ：０．０％、Ｗ：０．０％、及び、Ｖ：０．０％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物である厚み２５０ｍｍの鋼片を用意した。
【0056】
この鋼片を、加熱炉でＡ３点以上の１３００℃に加熱後、熱間圧延機において２ｍｍとなるまで圧延し、ランアウトテーブル上で９００℃から冷却速度５０℃／ｓで４００℃まで冷却し、４００℃でベイナイト組織が面積率で５０％以上かつフェライト組織が面積率で１５％未満でオーステナイト組織が面積率で１％となるまで等温変態を行わせた後、その１秒後あるいは１１０秒後に平均冷却速度５０℃／ｓで３００℃まで制御冷却装置にて冷却を行った。その後常温となるまで平均冷却速度５０℃／ｓで冷却し、コイル状に巻き取った。
【0057】
次に、等温変態後の冷却態様が異なるコイルから試験片を採取し、各試験片につき引張り試験を行った。図４に、試験片の引張試験の結果を示す。この図において、ベイナイト組織が面積率で５０％以上かつフェライト組織が面積率で１５％未満でオーステナイト組織が面積率で１％となった１ｓ後に急冷を行った試験片の引張試験結果を実線で、１１０ｓ後に急冷を行った試験片の引張試験結果を点線で示している。
この図に示すように、ベイナイト組織が面積率で５０％以上かつフェライト組織が面積率で１５％未満でオーステナイト組織が面積率で１％となった時刻から１ｓ後に急冷を行うことによって、応力・ひずみ曲線が低応力側に移動し、材料が軟化することが分かる。また、１ｓ後に急冷を行った試験片の応力の最大値は、１１０ｓ後に急冷を行った試験片と同等であり、引張強度の低下は少ないことがわかる。
この図に示すように、ベイナイト組織が面積率で５０％以上かつフェライト組織が面積率で１５％未満でオーステナイト組織が面積率で１％となった時刻から１ｓ後に急冷を行うことによって、応力・ひずみ曲線が低応力側に移動し、材料が軟化することが分かる。また、１ｓ後に急冷を行った試験片の応力の最大値は、１１０ｓ後に急冷を行った試験片と同等であり、引張強度の低下は少ないことがわかる。
【0058】
また、引張試験前の試験片を用いて、格子マーカー法よる残留応力測定を行った。この測定において、１試験片あたり５００点の格子における局所ひずみを測定し、その平均値を計算した。ベイナイト組織が面積率で５０％以上かつフェライト組織が面積率で１５％未満でオーステナイト組織が面積率で１％となった１ｓ後に急冷を行った試験片の局所ひずみは、０．０８０であり、ベイナイト組織が面積率で５０％以上かつフェライト組織が面積率で１５％未満でオーステナイト組織が面積率で１％となった１１０ｓ後に急冷を行った試験片の局所ひずみは、０．００１であった。このように、ベイナイト組織が面積率で５０％以上かつフェライト組織が面積率で１５％未満でオーステナイト組織が面積率で１％となった直後に急冷を行うことによって、微小な残留応力を材料内に閉じ込められることがわかる。
尚、本試験片（１ｓ後に急冷を行った試験片）のベイナイト相の面積率は７５％であった。
本試験片のフェライト相の面積率は１４％，パーライト相の面積率は４％であった。
また、本試験片のマルテンサイト相の面積率は６％であった。
尚、本試験片（１ｓ後に急冷を行った試験片）のベイナイト相の面積率は７５％であった。
本試験片のフェライト相の面積率は１４％，パーライト相の面積率は４％であった。
また、本試験片のマルテンサイト相の面積率は６％であった。
【0059】
（実施例２）
まず、表１に示す成分を含有する鋼片（残部はＦｅ及び不可避不純物）から作成した試験片を、Ａ３点以上の１３００℃に加熱後、累積ひずみで２００％となるまで圧縮加工を行い、加工後に９００℃となるまで冷却制御を行い、９００℃から１～６０℃／ｓ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で試験片を取り出してベイナイト組織の比率を求め、その結果を基にそれぞれの鋼のＣＣＴ曲線を求めた。
まず、表１に示す成分を含有する鋼片（残部はＦｅ及び不可避不純物）から作成した試験片を、Ａ３点以上の１３００℃に加熱後、累積ひずみで２００％となるまで圧縮加工を行い、加工後に９００℃となるまで冷却制御を行い、９００℃から１～６０℃／ｓ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で試験片を取り出してベイナイト組織の比率を求め、その結果を基にそれぞれの鋼のＣＣＴ曲線を求めた。
【0060】
【表1】
【0061】
次に、表１に示す厚み２５０ｍｍの鋼片を、加熱炉で１３００℃に加熱後、３時間保持し、熱間圧延機において２ｍｍとなるまで圧延し、ランアウトテーブル上で９００℃から、表２に示す冷却速度で冷却温度まで冷却し、その温度から１５℃／ｓ以下で冷却またはその温度で等温保持しベイナイト組織を面積率で５０％以上かつフェライト組織が面積率で１５％未満でオーステナイト組織が面積率で１％とした後に、表２に示す変態後保持時間の間、引き続いて冷却あるいは等温保持し、続いて表２に示す変態後冷却速度で常温まで冷却を行った。
【0062】
【表2】
【0063】
得られた試験片について、引張試験及び格子マーカー法により、局所ひずみ測定を行った。この測定結果を表３に示す。ただし、引張試験の結果は、０．２％ひずみ時の応力である。
【0064】
【表3-1】
【0065】
【表3-2】
【0066】
表３に示すように、鋼種ａの試験片に関しては、いずれの温度履歴であっても、局所ひずみが低い。それは、Ｃ濃度が０．０１％で低いため、変態が早期に進行してしまい、変態完了直後の急冷が達成できなかったためである。また、鋼種ａの試験片に関しては、Ｃ濃度が０．０１％で低いため、面積率で５０％以上のベイナイト組織を有するベイナイト主体の均質組織とすることができなかった。
【0067】
鋼種ｂの試験片に関し、温度履歴Ｎｏ．５、６、１７、１８、２０、２１では、ベイナイト５０％以上、フェライト１５％未満となり、７０％未満の低降伏比の鋼板を得ることができた。例えば、温度履歴Ｎｏ．５では、ベイナイト６０％、フェライト１３％、マルテンサイト１２％、パーライト１５％となり、降伏比６５％の鋼板を得ることができた。
これに対し、温度履歴Ｎｏ．１、２、３は６００℃以下の冷却温度までの平均冷却速度が１５℃／ｓ未満であり、温度履歴Ｎｏ．９、１０、１４、１５、１６は、冷却温度が６００℃以下でなくかつ平均冷却速度が１５℃／ｓ未満であり、ベイナイト組織を５０％以上を得ることができなかった。例えば、鋼種ｂの温度履歴Ｎｏ．１では、相分率がベイナイト５％、フェライト８０％、パーライト１５％であった。また、逆に温度履歴Ｎｏ．４では、６００℃以下の冷却温度までの平均冷却速度が５０℃／ｓ超であり、相分率がベイナイト４８％、フェライト１０％、マルテンサイト２０％、パーライト２２％であり、ベイナイトが５０％未満であり、冷却装置の制御上、マルテンサイトが多く生成したためか、高い引張強度を維持しつつ降伏点（降伏応力）を下げた鋼板を得ることができなかった。
鋼種ｂの温度履歴５、６、１７、１８、２０、２１では、変態後保持時間が１００ｓ以内であり、残留応力が凍結され、局所ひずみが高くなっている。これに対し、温度履歴Ｎｏ．７、８、１６、１９、２２では、変態後保持時間が１００秒超であり、変態完了後に残留応力が解放されてしまい、硬化していた。温度履歴Ｎｏ．１１、１２及び１３では、変態後冷却速度が５０℃／ｓ未満であり、変態完了後に残留応力が解放されてしまい、硬化していた。
これに対し、温度履歴Ｎｏ．１、２、３は６００℃以下の冷却温度までの平均冷却速度が１５℃／ｓ未満であり、温度履歴Ｎｏ．９、１０、１４、１５、１６は、冷却温度が６００℃以下でなくかつ平均冷却速度が１５℃／ｓ未満であり、ベイナイト組織を５０％以上を得ることができなかった。例えば、鋼種ｂの温度履歴Ｎｏ．１では、相分率がベイナイト５％、フェライト８０％、パーライト１５％であった。また、逆に温度履歴Ｎｏ．４では、６００℃以下の冷却温度までの平均冷却速度が５０℃／ｓ超であり、相分率がベイナイト４８％、フェライト１０％、マルテンサイト２０％、パーライト２２％であり、ベイナイトが５０％未満であり、冷却装置の制御上、マルテンサイトが多く生成したためか、高い引張強度を維持しつつ降伏点（降伏応力）を下げた鋼板を得ることができなかった。
鋼種ｂの温度履歴５、６、１７、１８、２０、２１では、変態後保持時間が１００ｓ以内であり、残留応力が凍結され、局所ひずみが高くなっている。これに対し、温度履歴Ｎｏ．７、８、１６、１９、２２では、変態後保持時間が１００秒超であり、変態完了後に残留応力が解放されてしまい、硬化していた。温度履歴Ｎｏ．１１、１２及び１３では、変態後冷却速度が５０℃／ｓ未満であり、変態完了後に残留応力が解放されてしまい、硬化していた。
【0068】
鋼種ｃの試験片に関しても、温度履歴の違いについて鋼種ｂと同様の結果が得られたが、Ｃ濃度が鋼種ｂよりも高いため、若干高めの応力を示している。そして、残留応力の凍結によって、材料が軟化する現象は再現できている。
【0069】
鋼種ｄの試験片に関しては、Ｃ濃度が１．２０％超で高いため、セメンタイトが多く生成し、目的の降伏強度の低下は得られなかった。
【産業上の利用可能性】
【0070】
本発明によれば、高い生産性で、高い引張強度を維持しつつ降伏点を下げることを実現でき、さらに、巻き取り温度を下げて、高強度化鋼板としても、低降伏比の鋼板とすることができる。よって、本発明は、産業上の利用可能性が高いものである。
【図1】
【図2】
【図3】
【図4】