(57)【要約】      （修正有）【課題】温間圧延において圧延後の引張強度を予測し、目標とする引張強度を得るための圧延条件を決定する方法を提供する。【解決手段】鋼片を５００℃から７２０℃の温度域に加熱して累積圧下率が８５％以上となる複数パスの温間圧延を行う際、ｌｏｇＺｐと圧延後の鋼板の引張強度との関係式（ＴＳ（ＭＰａ）＝７０．３ｌｏｇＺｐ−３０４）を実験により予め、求めておき、該関係式から圧延後の鋼板の強度を予測する。または該関係式を用いて、所望の引張り強度を得るため、圧延条件を選定する。【選択図】図１
2007222930.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
鋼片を５００℃から７２０℃の温度域に加熱して累積圧下率が８５％以上となる複数パスの温間圧延を行って鋼板を製造する方法において、下記式で表されるｌｏｇＺｐと圧延後の鋼板の引張強度との関係式を求めておき、該関係式から圧延後の鋼板の強度を予測することを特徴とする鋼板の強度予測方法。
ｌｏｇＺｐ＝（Σｉεｉ・ｌｏｇＺｉ）／ε
但し、ｌｏｇＺｉ＝ｌｏｇ［（εｉ／ｔｉ）・ｅｘｐ（２５４０００／（８．３１（Ｔｉ＋２７３））］
ε＝Σｉεｉ：累積圧延ひずみ
εｉ：ｉ番目のパスの圧延ひずみ
ｔｉ：ｉ番目のパスに要した時間とｉ＋１番目のパスが始まるまでのパス間時間の和（ｓ）
Ｔｉ：ｉ番目のパスの圧延温度（℃）
Ｚｉ：ｉ番目のパスのＺ因子
Ｚｐ：Ｚ因子のひずみ平均
【請求項２】
前記鋼片は、質量％で、Ｃ：０．０２％〜０．２％を含有し、圧延後の鋼板の組織が面積率９０％以上の、フェライトとセメンタイトからなる組織であることを特徴とする請求項１に記載の鋼板の強度予測方法。
【請求項３】
前記ｌｏｇＺｐと圧延後の鋼板の引張強度ＴＳ（ＭＰａ）との関係式が、下記式であることを特徴とする請求項１または２に記載の鋼板の強度予測方法。
ＴＳ＝７０．３ｌｏｇＺｐ−３０４
【請求項４】
鋼片を５００℃から７２０℃の温度域に加熱して累積圧下率が８５％以上となる複数パスの温間圧延を行って鋼板を製造する方法において、下記式で表されるｌｏｇＺｐと圧延後の鋼板の引張強度との関係式を求めておき、該関係式を用いて目標とする引張強度からｌｏｇＺｐを求めて圧延条件を決定することを特徴とする鋼板の製造方法。
ｌｏｇＺｐ＝（Σｉεｉ・ｌｏｇＺｉ）／ε
但し、ｌｏｇＺｉ＝ｌｏｇ［（εｉ／ｔｉ）・ｅｘｐ（２５４０００／（８．３１（Ｔｉ＋２７３））］
ε＝Σｉεｉ：累積圧延ひずみ
εｉ：ｉ番目のパスの圧延ひずみ
ｔｉ：ｉ番目のパスに要した時間とｉ＋１番目のパスが始まるまでのパス間時間の和（ｓ）
Ｔｉ：ｉ番目のパスの圧延温度（℃）
Ｚｉ：ｉ番目のパスのＺ因子
Ｚｐ：Ｚ因子のひずみ平均
【請求項５】
前記ｌｏｇＺｐと圧延後の鋼板の引張強度ＴＳ（ＭＰａ）との関係式が、下記式であることを特徴とする請求項４に記載の鋼板の製造方法。
ＴＳ＝７０．３ｌｏｇＺｐ−３０４
【請求項６】
鋼片を５００℃から７２０℃の温度域に加熱して累積圧下率が８５％以上となる複数パスの温間圧延を行って鋼板を製造する方法において、下記式で表されるｌｏｇＺｐの値が１１．５〜１３．５になる圧延条件とすることを特徴とする引張強度が５００〜６５０ＭＰａの鋼板の製造方法。
ｌｏｇＺｐ＝（Σｉεｉ・ｌｏｇＺｉ）／ε
但し、ｌｏｇＺｉ＝ｌｏｇ［（εｉ／ｔｉ）・ｅｘｐ（２５４０００／（８．３１（Ｔｉ＋２７３））］
ε＝Σｉεｉ：累積圧延ひずみ
εｉ：ｉ番目のパスの圧延ひずみ
ｔｉ：ｉ番目のパスに要した時間とｉ＋１番目のパスが始まるまでのパス間時間の和（ｓ）
Ｔｉ：ｉ番目のパスの圧延温度（℃）
Ｚｉ：ｉ番目のパスのＺ因子
Ｚｐ：Ｚ因子のひずみ平均
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、温間圧延によって造船、土木、建築、ラインパイプ、タンク、建設・産業機械等の分野で使用される高張力厚鋼板を製造する方法において、圧延後の引張強度を予測する方法、および目標とする引張強度を得るための圧延条件を決定する方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
鉄鋼材料の引張強度と低温靭性をともに向上させることができる理想的な組織制御法として結晶粒微細化が知られている。結晶粒微細化の手法として工業的に広く用いられているのが  ＴＭＣＰ（加工熱処理：Ｔｈｅｒｍｏ−Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ  Ｃｏｎｔｒｏｌ  Ｐｒｏｃｅｓｓ）であり、例えばフェライト主体組織においてこれまでに平均粒径５μｍ程度までの微細化が比較的容易に達成されている。
【０００３】
強靭性の更なる改善を目指し、近年微細化の極限を追求する研究開発が行われ、フェライト粒径を１μｍ前後まで超微細化する種々の手法が提案されている。
【０００４】
フェライト粒径の超微細化を具現化するための技術として、オーステナイトからフェライトへの変態を利用する技術とフェライトの再結晶を利用する技術がある。前者は準安定オーステナイト域からフェライト＋オーステナイト二相域にかけて圧下量の大きい加工を加えることにより、変態後に２μｍ前後以下の超微細フェライト粒＋第二相組織を実現するものである。
【０００５】
一方、後者はオーステナイトからフェライトへの変態を利用することなく、フェライト温度域で温間加工を行い、フェライトの連続再結晶を利用して２μｍ前後以下の超微細フェライト粒組織を得る技術である。
【０００６】
この手法では累積圧下効果を十分に利用できるため小圧下複数パス圧延が可能であり、また変態を利用しないため冷却による組織不均一を生ずることがない。従って厚鋼板の安定製造に最も適していると考えられる。以降この手法を「フェライト連続再結晶法」と称する。
【０００７】
フェライト連続再結晶法を利用した鋼板の製造方法においては従来数多くの技術が開示されている。例えば特許文献１では所定の化学成分の鋼材をある温度域、ひずみ量で温間圧延することによりフェライト超微細粒が得られることを開示している。
【０００８】
特許文献２ではフェライトが連続再結晶しない温度領域で特定圧下率の複数パス圧延を行い、引き続きフェライトが動的再結晶する温度領域で２パス以内の圧延を行う技術が開示されている。本技術では後半のパスで連続再結晶させるのに必要な核種を前半のパスで作りこんでおくことを狙いとしている。
【０００９】
特許文献３では温間圧延の後に焼鈍処理を施すことにより温間圧延鋼材の均一伸び向上を図っている。
【００１０】
ところで、フェライト連続再結晶法で得られるフェライト粒径は基本的に下式で示されるｌｏｇＺと、フェライト粒径の関係から決まる。
【００１１】
ｌｏｇＺ＝ｌｏｇ［（ε／ｔ）・ｅｘｐ（２５４０００／（８．３１（Ｔ＋２７３））］
ここでε：累積圧延ひずみ
ｔ：多パス圧延に要した時間（ｓ）
Ｔ：圧延温度（℃）
Ｚ：Ｚ因子
Ｚ因子はひずみ速度の項と温度項の積で表されるプロセスパラメータであるので、ひずみ速度が仮に一定であれば、圧延温度を決めるとフェライト粒径が決まることになり、フェライト粒径が決まれば概ね引張強度レベルが決まるため、製造条件として圧延温度を決めてやれば、基本的に鋼板の引張強度レベルが決まることになる。
【００１２】
ところが、実際の厚鋼板の複数パス圧延では加工発熱による鋼板の温度上昇や抜熱による温度降下があるため、引張強度レベルは単純には決めることができない。
【００１３】
そこで、特許文献４にはパス間における加工発熱や抜熱による温度変化を、パススケジュールの工夫や加熱設備・冷却設備の併用によりミニマイズして恒温圧延を図り、所定のフェライト粒径（引張強度）を得ることが記載されている。
【特許文献１】特許第３３８３１４８号公報
【特許文献２】特開２００１−２３４２３９号公報
【特許文献３】特開２００２−０６９５３１号公報
【特許文献４】特開２００４−３４６４２１号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１４】
しかしながら、実操業においては温間圧延途中で加熱設備や冷却設備を利用することはもちろん、加工発熱を抑制するためにパス間で温度調整をすることも圧延能率を低下させ生産性を阻害することから一般的に望まれない。
【００１５】
上述したように、パス間での温度調整をしないで圧延を実施すると温度変動により鋼板の引張強度レベルは定まらないので、パス間での温度調整をしない通常操業の圧延では所望の引張強度が得られないという課題があった。
【００１６】
本発明はこの課題を解決し、複数パス温間圧延を行うことにより製造される温間圧延高張力厚鋼板の引張強度予測方法と、これを利用して圧延能率を低下させることなく所望の引張強度レベルの温間圧延高張力厚鋼板を得ることが出来るプロセスパラメータ範囲を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１７】
本発明者等は上記課題が、温間圧延鋼板の引張強度に及ぼすパススケジュールの影響について知られていなかったこと、さらにそのパススケジュールから引張強度を予測する手立てがなかったことに起因していることに着目し、従来の発想を全く逆転し、加熱設備・冷却設備を利用することなく、パス間温度調整を必要としない圧延、すなわち、加工発熱による温度上昇や抜熱による温度低下を容認しつつ、かつ鋼板に所望の引張強度を付与できる圧延技術を鋭意検討した。
【００１８】
具体的には種々のパススケジュールで温間圧延を行った厚鋼板の引張強度を調べ、圧延条件との関係を調査し，複数パスの温間圧延を実施する際の温度上昇や温度低下を考慮した補正Ｚ因子、すなわちひずみ平均Ｚ因子：ｌｏｇＺｐを見出し、これにより複数パス圧延中に温度変動があっても鋼板の引張強度レベルを適切に予想できることを知見した。
【００１９】
尚、温間圧延高張力厚鋼板の工業的に重要な引張強度レベルターゲットは６００ＭＰａ前後である。これより高いレベル、例えば８００ＭＰａ程度になると、圧延温度を５００℃前後以下と工業的に困難で、一方、６００ＭＰａ前後よりも低い引張強度レベルでは従来の４００ＭＰａ級鋼に対し、引張強度を向上させたメリットが小さい。
【００２０】
従って、加工発熱や抜熱の温度変動がある中で６００ＭＰａ前後の引張強度レベルが得られるプロセスパラメータを明確にすることは工業的に非常に重要である。
【００２１】
本発明はこれらの知見に基づくものであり、すなわち、本発明は
１．鋼片を５００℃から７２０℃の温度域に加熱して累積圧下率が８５％以上となる複数パスの温間圧延を行って鋼板を製造する方法において、ｌｏｇＺｐと圧延後の鋼板の引張強度との関係式を求めておき、該関係式から圧延後の鋼板の強度を予測することを特徴とする鋼板の強度予測方法。
ここで、ｌｏｇＺｐ＝（Σｉεｉ・ｌｏｇＺｉ）／ε
但し、ｌｏｇＺｉ＝ｌｏｇ［（εｉ／ｔｉ）・ｅｘｐ（２５４０００／（８．３１（Ｔｉ＋２７３））］
ε＝Σｉεｉ：累積圧延ひずみ
εｉ：ｉ番目のパスの圧延ひずみ
ｔｉ：ｉ番目のパスに要した時間とｉ＋１番目のパスが始まるまでのパス間時間の和（ｓ）
Ｔｉ：ｉ番目のパスの圧延温度（℃）
Ｚｉ：ｉ番目のパスのＺ因子
Ｚｐ：Ｚ因子のひずみ平均
２．前記鋼片は、質量％で、Ｃ：０．０２％〜０．２％を含有し、圧延後の鋼板の組織が面積率９０％以上の、フェライトとセメンタイトからなる組織からなることを特徴とする１に記載の鋼板の強度予測方法。
３．前記ｌｏｇＺｐと圧延後の鋼板の引張強度ＴＳ（ＭＰａ）との関係式が、下記式であることを特徴とする１または２に記載の鋼板の強度予測方法。
ＴＳ＝７０．３ｌｏｇＺｐ−３０４
４．鋼片を５００℃から７２０℃の温度域に加熱して累積圧下率が８５％以上となる複数パスの温間圧延を行って鋼板を製造する方法において、ｌｏｇＺｐと圧延後の鋼板の引張強度との関係式を予め、求めておき、該関係式を用いて目標とする引張強度からｌｏｇＺｐを求めて圧延条件を決定することを特徴とする鋼板の製造方法。
ここで、ｌｏｇＺｐ＝（Σｉεｉ・ｌｏｇＺｉ）／ε
但し、ｌｏｇＺｉ＝ｌｏｇ［（εｉ／ｔｉ）・ｅｘｐ（２５４０００／（８．３１（Ｔｉ＋２７３））］
ε＝Σｉεｉ：累積圧延ひずみ
εｉ：ｉ番目のパスの圧延ひずみ
ｔｉ：ｉ番目のパスに要した時間とｉ＋１番目のパスが始まるまでのパス間時間の和（ｓ）
Ｔｉ：ｉ番目のパスの圧延温度（℃）
Ｚｉ：ｉ番目のパスのＺ因子
Ｚｐ：Ｚ因子のひずみ平均
５．前記ｌｏｇＺｐと圧延後の鋼板の引張強度ＴＳ（ＭＰａ）との関係式が、下記式であることを特徴とする４に記載の鋼板の製造方法。
ＴＳ＝７０．３ｌｏｇＺｐ−３０４
６．鋼片を５００℃から７２０℃の温度域に加熱して累積圧下率が８５％以上となる複数パスの温間圧延を行って鋼板を製造する方法において、ｌｏｇＺｐの値が１１．５〜１３．５になる圧延条件とすることを特徴とする引張強度が５００〜６５０ＭＰａの鋼板の製造方法。
ここで、ｌｏｇＺｐ＝（Σｉεｉ・ｌｏｇＺｉ）／ε
但し、ｌｏｇＺｉ＝ｌｏｇ［（εｉ／ｔｉ）・ｅｘｐ（２５４０００／（８．３１（Ｔｉ＋２７３））］
ε＝Σｉεｉ：累積圧延ひずみ
εｉ：ｉ番目のパスの圧延ひずみ
ｔｉ：ｉ番目のパスに要した時間とｉ＋１番目のパスが始まるまでのパス間時間の和（ｓ）
Ｔｉ：ｉ番目のパスの圧延温度（℃）
Ｚｉ：ｉ番目のパスのＺ因子
Ｚｐ：Ｚ因子のひずみ平均
【発明の効果】
【００２２】
本発明により、温間圧延によって製造する鋼板の引張強度を予測することができるとともに、温間圧延中に加熱設備や冷却設備など特殊な設備を利用することなく、また圧延パスの調整による圧延能率低下を招くことなく、微細結晶粒を有し引張強さ（ＴＳ）：５００〜６５０ＭＰａを有する高張力厚鋼板を温間圧延によって工業的に製造することが可能となり、産業上非常に有益である。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２３】
本発明に係る厚鋼板の温間圧延法では、圧延前における鋼片の加熱温度、圧延中の累積圧下率を規定し、予め求めた、ｌｏｇＺｐと圧延後の鋼板の引張強度との関係式より圧延後の鋼板の強度を予測する。
【００２４】
鋼片加熱温度  ５００℃〜７２０℃
フェライト連続再結晶を生じさせる圧延に先立って、鋼片加熱温度は５００℃以上、７２０℃以下とする。
【００２５】
鋼片加熱温度を７２０℃超えとすると、鋼片加熱時にはオーステナイトの析出がなくとも、パススケジュールによっては温間圧延中の加工発熱による鋼板温度上昇によりオーステナイト化を生ずる場合があり、目的とする超微細フェライト（＋セメンタイト）組織が得られない。従って、鋼片加熱温度は７２０℃以下とする。
【００２６】
一方、連続再結晶したフェライトの粒径は圧延温度が低くなるほど微細になるため、強度を高めるためには圧延温度はできるだけ低い方が好ましい。
【００２７】
しかしながら、圧延温度が低くなるほど連続再結晶が生じにくくなり、単に加工を受けて展伸しただけのフェライトの領域が増加する。これにより靭性の低下や、特性の異方性を招くことになる。
【００２８】
したがって、本発明が目標とする温間圧延鋼板のミクロ組織は、連続再結晶粒であるが、展伸粒のみでなければ、連続再結晶粒と展伸粒の混合組織であってもよい。
【００２９】
鋼片加熱温度を５００℃未満とすると、パススケジュールによっては圧延板内部において連続再結晶を全く生ずることなく、すべて展伸しただけのフェライト組織になる場合がある。従って、鋼板加熱温度は５００℃以上とする。
【００３０】
累積圧下率：８５％以上
累積圧下率が８５％未満であると板内において連続再結晶を全く生じないケースが生ずる。従って、温間圧延の累積圧下率は８５％以上とする。
【００３１】
ひずみ平均Ｚ因子：ｌｏｇＺｐと圧延後の鋼板の引張強度との関係式：ＴＳ（ＭＰａ）＝７０．３ｌｏｇＺｐ−３０４
本式は、圧延条件であるｌｏｇＺｐと圧延後の鋼板の引張強度との関係を規定するもので、温間圧延鋼板の引張強度（ＴＳ）と圧延条件の関係より求める。
【００３２】
温間圧延に際し、圧延パス、温度実績から、各パスにおけるＺｉを算出し、請求項に示すｌｏｇＺｐ式により、この圧延に対応するｌｏｇＺｐを求める。一方でこの圧延鋼板の引張強度を機械試験により調べておく。以下、両者の関係を求めた実験について具体的に説明する。
【００３３】
表１に示す化学成分の鋼の凝固インゴットを熱間圧延で１９０、１２０ｍｍまで分塊して温間圧延用のスラブとする。スラブのミクロ組織はフェライト＋パーライトであり、平均フェライト粒径はそれぞれ約７０、５０μｍが得られた。
【００３４】
これら分塊スラブを種々の条件（表２に示す）で１５ｍｍの仕上厚まで温間圧延を行い、得られた温間圧延鋼板の板厚中心部から板長方向に丸棒引張試験片を採取して引張試験に供し、引張強度を求め、また、圧延条件からｌｏｇＺｐを求め、各実施例で得られる両者の関係を回帰式として、引張強度と温間圧延条件から引張強度を予測する関係式：ＴＳ（ＭＰａ）＝７０．３ｌｏｇＺｐ−３０４を求めた。
【００３５】
表２にｌｏｇＺｐと上記引張試験で得られた引張強度を示す。また、前記回帰式より導かれた予想引張強度も参考のために示す。表３にｌｏｇＺｐの具体的な算出例を実施例Ｎｏ．４を例にとって示した。
【００３６】
【表１】
2007222930.tif 000003
【００３７】
【表２】
2007222930.tif 000004
【００３８】
【表３】
2007222930.tif 000005
【００３９】
本式を用いると、圧延条件から引張強度を予測したり、所望の引張強度を得るための圧延条件の選定が可能となる。
【００４０】
尚、引張り強度：５００〜６５０ＭＰａを得る場合は、ＴＳ（ＭＰａ）＝７０．３ｌｏｇＺｐ−３０４より、ひずみ平均Ｚ因子：ｌｏｇＺｐを、１１．５〜１３．５とする。
ｌｏｇＺｐが１１．５より小さくなると所望の最低限強度５００ＭＰａを得られなくなる。
【００４１】
一方、ｌｏｇＺｐが１１．５より大きくなると所望の最高強度６５０ＭＰａを越えるとともに、工業的に温間圧延高張力厚鋼板を製造することが難しくなる。従ってひずみ平均Ｚ因子：ｌｏｇＺｐは１１．５〜１３．５の範囲とする。
【００４２】
ひずみ平均Ｚ因子：ｌｏｇＺｐは、複数パス温間圧延中の温度上昇や温度降下を考慮した補正Ｚ因子、すなわち、ひずみ平均Ｚ因子で下式で規定する。
【００４３】
ｌｏｇＺｐ＝（Σｉεｉ・ｌｏｇＺｉ）／ε
但し、ｌｏｇＺｉ＝ｌｏｇ［（εｉ／ｔｉ）・ｅｘｐ（２５４０００／（８．３１（Ｔｉ＋２７３））］
ε＝Σｉεｉ：累積圧延ひずみ
εｉ：ｉ番目のパスの圧延ひずみ
ｔｉ：ｉ番目のパスに要した時間とｉ＋１番目のパスが始まるまでのパス間時間の和（ｓ）
Ｔｉ：ｉ番目のパスの圧延温度（℃）
Ｚｉ：ｉ番目のパスのＺ因子
Ｚｐ：Ｚ因子のひずみ平均
本発明の効果はＪＩＳ  Ｇ３１０１規格等の一般的な低炭素低合金鋼で得られるが、特に以下に述べる成分組成の鋼において好ましい特性が得られる。
【００４４】
Ｃ：Ｃはセメンタイト形成を通して連続再結晶を促進する。０．０２％より少ないと、十分その効果が得られず、また０．２％より多いと溶接性が低下するため、０．０２％以上、０．２％以下とする。
【００４５】
Ｓｉ：Ｓｉは、脱酸及び強化元素として添加する。１．０％より多いと延性、溶接性が低下するため、１．０％以下とする。
【００４６】
Ｍｎ：Ｍｎは、強化元素として添加する。０．２％より少ないとその効果が十分でなく、１．８％を超えると溶接性が劣化し、鋼材コストも上昇するため、０．２％以上、１．８％以下とする。
【００４７】
Ｐ，Ｓ：Ｐ，Ｓは、鋼中の不可避不純物であるが、Ｐは０．０４％を超え、Ｓは０．０２％を超えると靭性が劣化するため、それぞれ、０．０４％以下、０．０２％以下とする。
【００４８】
Ａｌ：Ａｌは、脱酸元素として添加されるが、０．１％を超えると介在物が増加し、靭性が低下するため、０．１％以下とする。
【００４９】
Ｎ：Ｎは、鋼中のＡｌと結合し、圧延加工時の結晶粒径を調整し、鋼を強化するが、０．０１％を超えると靭性が劣化するため、０．０１％以下とする。
【００５０】
以上の基本成分組成に更に、以下の元素を添加することができる。
Ｎｂ，Ｖ，Ｔｉの一種または二種以上：Ｎｂ，Ｖ，Ｔｉは微量の添加により、窒化物、炭化物、あるいは炭窒化物を形成し、結晶粒を微細化し、鋼を強化する効果を有するため、一種または二種以上添加する。
【００５１】
Ｎｂ，Ｖ，Ｔｉは，多量に添加されると、鋳片に割れを生じ、製造コストも上昇するため、それぞれ、０．０５％以下、０．５％以下、０．０５％以下とする。
【００５２】
Ｂ：Ｂは、焼入れ性を向上させ、圧延前の初期組織をベイナイトあるいはマルテンサイト、あるいは両者の混合組織とするため、添加する。０．０１％を超えて添加すると溶接性が損なわれるため、０．０１％以下とする。
【００５３】
上述した成分組成に更に、強度、靭性、高温強度、あるいは耐候性などの機能向上のため、Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｚｒ，Ｃａ，Ｍｇ，ＲＥＭ等の元素を添加しても、本発明の効果が損なわれることはない。
【００５４】
組織：本発明の圧延鋼板組織は（フェライト+セメンタイト）組織の面積率が９０％以上であることが、強度の予測精度の観点で好ましい。フェライト面積率が９０％未満で、フェライト以外にベイナイト等の組織が混在すると、温間圧延条件から強度を予測する関係式：ＴＳ（ＭＰａ）＝７０．３ｌｏｇＺｐ−３０４での予測誤差が大きくなる。
【００５５】
図１は予測式を求めるための実験による引張強さと同実験で得られた回帰式による引張強さとの関係を示し、同実験において圧延後の組織中に第二相のベイナイトが混在した、Ｎｏ．１６の場合は、ＴＳ（ＭＰａ）＝７０．３ｌｏｇＺｐ−３０４を適用するには精度が不足する。
【実施例】
【００５６】
請求項６記載の発明の作用効果を実施例で示す。表１に示す化学成分の鋼の凝固インゴットを熱間圧延で１９０、１２０、５０ｍｍまで分塊して温間圧延用のスラブとした。スラブのミクロ組織はフェライト＋パーライトであり、平均フェライト粒径はそれぞれ約７０、５０、３０μｍであった。これら分塊スラブを表２に示すパススケジュールで１５ｍｍの仕上厚まで温間圧延を行った。
【００５７】
得られた温間圧延鋼板の板厚中心部から板長方向に丸棒引張試験片を採取して引張試験に供した。
【００５８】
Ｎｏ．１からＮｏ．１５ではいずれも初期厚１２０ｍｍのスラブを１５ｍｍに仕上げる累積圧下率８８％の温間圧延を行っている。
【００５９】
Ｎｏ．１からＮｏ．８はスラブ加熱温度を５５０、６００、６５０、７００℃とし、それぞれ平均パス圧下率を６％、１１％として複数パス温間圧延を行ったものである。表４に圧延条件と引張試験結果を示す。
【００６０】
Ｎｏ．１とＮｏ．５はスラブ加熱温度５５０℃であるが、平均パス圧下率が小さく、圧延中に適切な温度上昇が得られなかったため、ｌｏｇＺｐが１３．５を越えており、結果として強度が６５０ＭＰａを越えている。Ｎｏ．２，３，４，６，７，８はいずれも強度レベルが５００〜６５０ＭＰａであり発明例である。
【００６１】
ここで、圧延開始パスから終了パスまでの各圧下率を加算して平均した平均パス圧下率とＺ因子の関係について述べる。平均パス圧下率を小さくすると、同じ累積圧下量の圧延をするのにより長時間がかかり、Ｚ因子は小さくなる方向へ働く。
【００６２】
一方、平均パス圧下率が小さいと圧延後段の温度降下が顕著になりＺ因子は大きくなる方向にはたらく。ところがＺ因子においてはひずみ速度の項よりも温度項の寄与が圧倒的に大きいので、平均パス圧下率を小さくすると結果としてＺ因子は大きくなり強度が高くなる結果となる。
【００６３】
平均パス圧下率が大きい場合は逆である。結局平均パス圧下率の温間圧延鋼板の強度への影響は温度変化を介して現れることになる。
【００６４】
Ｎｏ．９，１０はそれぞれスラブ加熱温度が本発明の範囲からはずれている。Ｎｏ．９ではスラブ加熱温度が４５０℃と低いため鋼板組織が目標とする組織である連続再結晶を生じていなかった。
【００６５】
またＮｏ．１０ではスラブ加熱温度が７５０℃と高かったため、スラブ加熱時に一部の組織がオーステナイト化し、結果として圧延後にその冷却で生じたベイナイトが混在し、強度レベルも５００ＭＰａよりも低くなっている。
【００６６】
Ｎｏ．１１からＮｏ．１５は平均パス圧下率を３％、１５％と極端に小さくあるいは大きくした場合の実施例である。
【００６７】
Ｎｏ．１１ではＮｏ．２，６と同じ６００℃のスラブ加熱温度でありながら、平均パス圧下率が３％と小さく、圧延中の温度低下が顕著であったため、結果としてｌｏｇＺｐが１３．７と大きくなってしまい、強度がオーバーしてしまっている。
【００６８】
逆にＮｏ．１３ではＮｏ．１，５と同じ５５０℃のスラブ加熱温度でありながら、平均パス圧下率が１５％と大きく、圧延中の温度上昇が顕著であったため、結果としてｌｏｇＺｐが１３．１となり所望の強度レベルとなっている。
【００６９】
Ｎｏ．１５ではスラブ加熱温度７００℃であるが、平均パス圧下率が１５％と大きく、圧延中の温度上昇が顕著であったため、結果としてｌｏｇＺｐが１１．３となり所望の強度レベルに満たなくなっている。
【００７０】
Ｎｏ．１６からＮｏ．１９はスラブ初期厚を１９０ｍｍ、あるいは５０ｍｍとし、仕上げ厚はこれまでと同じ１５ｍｍとすることで累積圧下率を変化させている。累積圧下率９２％の場合本発明の範囲内であるが、累積圧下率７０％の場合、鋼板組織が目標とする組織である連続再結晶を生じてなく展伸粒のみであった。
【００７１】
【表４】
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【図面の簡単な説明】
【００７２】
【図１】本発明におけるミクロ組織の影響を示す図。
【図１】
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