(57)【要約】【課題】フェライトを主相とし、ベイナイトおよびマルテンサイトの低温変態生成相を第２相組織として含む複合組織鋼板であって、５９０〜７８０ＭＰａ級の高強度域における、ＴＳ−ＥＬバランス、およびＴＳ−λバランスの双方に優れた高強度複合組織鋼板を提供する。【解決手段】所定の成分組成を満たし、組織は、フェライトの母相組織と、ベイナイトおよびマルテンサイトの第２相組織を有し、全組織中に占める比率が、フェライト：５０〜８６面積％、ベイナイト：１０〜３０面積％、マルテンサイト：４〜２０面積％であるとともに、（ベイナイト面積率）＞（マルテンサイト面積率）の関係を満たし、フェライトの平均粒径が２．０〜５．０μｍであり、且つ、フェライトの平均硬さ（Ｈｖ）／鋼板の引張強度（ＭＰａ）≧０．２５を満足する高強度鋼板である。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ  ：０．０３〜０．１３％（質量％の意味。以下、化学成分組成において同じ。）、
Ｓｉ：０．０２〜０．８％、
Ｍｎ：１．０〜２．５％、
Ｐ  ：０．０３％以下、
Ｓ  ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．０１〜０．１％、
Ｎ  ：０．０１％以下、
Ｔｉ：０．００４〜０．１％および／またはＮｂ：０．００４〜０．０７％、
残部：鉄及び不可避不純物であって、
組織は、フェライトの母相組織と、ベイナイトおよびマルテンサイトの第２相組織を有し、全組織中に占める比率が、フェライト：５０〜８６面積％、ベイナイト：１０〜３０面積％、マルテンサイト：４〜２０面積％であるとともに、（ベイナイト面積率）＞（マルテンサイト面積率）の関係を満たし、
前記フェライトの平均粒径が２．０〜５．０μｍであり、且つ、フェライトの平均硬さ（Ｈｖ）／鋼板の引張強度（ＭＰａ）≧０．２５を満足することを特徴とする加工性に優れた高強度鋼板。
【請求項２】
更に、Ｃｒ：０．０１〜１％および／またはＭｏ：０．０１〜０．５％を含有する請求項１に記載の高強度鋼板。
【請求項３】
更に、Ｂ：０．０００１〜０．００３％を含有する請求項１または２に記載の高強度鋼板。
【請求項４】
更に、Ｃａ：０．０００５〜０．００３％を含有する請求項１〜３のいずれかに記載の高強度鋼板。
【請求項５】
溶融亜鉛めっきが施されたものである請求項１〜４のいずれかに記載の高強度鋼板。
【請求項６】
合金化溶融亜鉛めっきが施されたものである請求項１〜４のいずれかに記載の高強度鋼板。
【請求項７】
請求項１〜６のいずれかに記載の高強度鋼板を製造する方法であって、
請求項１〜４のいずれかに記載の成分組成を満たす冷間圧延板を用意する工程と、
平均昇温速度５℃／ｓ以上でＡｃ3点以上の温度域（Ｔ１）まで加熱し、当該温度域（Ｔ１）で１０〜３００秒保持した後、当該温度域（Ｔ１）から４００〜６００℃の温度域（Ｔ２）までを２℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却し、４００〜６００℃の温度域（Ｔ２）で保持した後、冷却する焼鈍工程と、を含み、
４００〜６００℃の温度域での滞在時間（ｔ３）は４０〜４００秒の範囲内に制御されていることを特徴とする加工性に優れた高強度鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、伸びや伸びフランジ性などの加工性が高められた、引張強度が５９０〜７８０ＭＰａ級の高強度鋼板に関するものである。本発明の高強度鋼板は、溶融亜鉛めっき鋼板や合金化溶融亜鉛めっき鋼板の母材（素材）となる高強度鋼板として有用であり、例えば、高い加工性が要求される自動車用構造部材(例えば、ピラー、メンバー、リンフォース類などのボディ骨格部材；バンパー、ドアガードバー、シート部品、足回り部品などの強度部材)や家電用部材などに好適に用いられる。
【背景技術】
【０００２】
衝突安全性や地球環境保護（燃費向上）の観点から、自動車用等に用いられる部材は、高強度および高延性（伸び）だけでなく、伸びフランジ性にも優れていることが要求されている。具体的には、加工性の指標として、強度と伸びのバランス（以下、「ＴＳ−ＥＬバランス」または「ＴＳ×ＥＬ」と呼ぶ場合がある。）、および強度と伸びフランジ性のバランス（以下、「ＴＳ−λバランス」または「ＴＳ×λ」と呼ぶ場合がある。）の双方に優れた高強度鋼板の提供が望まれている。
【０００３】
加工性に優れた高強度鋼板として、フェライトを母相（主相）とし、マルテンサイトやベイナイトなどのオーステナイト低温変態生成相を第２相組織として含む複合組織鋼板が知られている。第２相組織の構成は様々であり、例えば特許文献１には、マルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイトまたはそれらの混合物を含む、強度−延性バランス等に優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板が開示され、特許文献２には、マルテンサイト、ベイナイト、パーライトのオーステナイト低温変態相を含む、伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板が開示されている。また、特許文献３には、第２相組織としてベイナイトまたはパーライトを主に含む高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板が開示されている。また、特許文献４には、通常のマルテンサイト組織ではなく、焼戻しされた焼戻しマルテンサイトを第２相組織に含む伸びフランジ性などの加工性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００４】
【特許文献１】特開２００６−３４２３７３号公報
【特許文献２】特開２００７−００９３１７号公報
【特許文献３】特開２００３−１９３１８８号公報
【特許文献４】特開２００４−２１１１２６号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
本発明の目的は、フェライトを主相とし、ベイナイトおよびマルテンサイトの低温変態生成相を第２相組織として含む複合組織鋼板であって、５９０〜７８０ＭＰａ級の高強度域における、ＴＳ−ＥＬバランス、およびＴＳ−λバランスの双方に優れた高強度複合組織鋼板およびその製造方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００６】
上記課題を解決し得た本発明に係る加工性に優れた高強度鋼板は、Ｃ：０．０３〜０．１３％（質量％の意味。以下、化学成分組成において同じ。）、Ｓｉ：０．０２〜０．８％、Ｍｎ：１．０〜２．５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．０１％以下、Ｔｉ：０．００４〜０．１％および／またはＮｂ：０．００４〜０．０７％、残部：鉄及び不可避不純物であって、組織は、フェライトの母相組織と、ベイナイトおよびマルテンサイトの第２相組織を有し、全組織中に占める比率が、フェライト：５０〜８６面積％、ベイナイト：１０〜３０面積％、マルテンサイト：４〜２０面積％であるとともに、（ベイナイト面積率）＞（マルテンサイト面積率）の関係を満たし、前記フェライトの平均粒径が２．０〜５．０μｍであり、且つ、フェライトの平均硬さ（Ｈｖ）／鋼板の引張強度（ＭＰａ）≧０．２５を満足するところに要旨を有するものである。
【０００７】
本発明の高強度鋼板は、さらに（ａ）Ｃｒ：０．０１〜１％および／またはＭｏ：０．０１〜０．５％、（ｂ）Ｂ：０．０００１〜０．００３％、（ｃ）Ｃａ：０．０００５〜０．００３％を含有していても良い。
【０００８】
また、本発明の高強度鋼板には、冷延鋼板のほか、溶融亜鉛めっきが施された溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっきが施された合金化溶融亜鉛めっき鋼板が包含される。
【０００９】
また、上記課題を解決し得た本発明鋼板の製造方法は、上記の成分組成を満たす冷間圧延板を用意する工程と、平均昇温速度５℃／ｓ以上でＡｃ3点以上の温度域（Ｔ１）まで加熱し、当該温度域（Ｔ１）で１０〜３００秒保持した後、当該温度域（Ｔ１）から４００〜６００℃の温度域（Ｔ２）までを２℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却し、４００〜６００℃の温度域（Ｔ２）で保持した後、冷却する焼鈍工程と、を含み、４００〜６００℃の温度域での滞在時間（ｔ３）は４０〜４００秒の範囲内に制御されているところに要旨を有するものである。
【発明の効果】
【００１０】
本発明の高強度鋼板は、鋼中成分および組織が適切に制御されているため、ＴＳ−ＥＬバランスおよびＴＳ−λバランスの双方に優れている。本発明鋼板は、成形が困難な箇所にも適用可能であり、自動車用構造部材として有用である。
【図面の簡単な説明】
【００１１】
【図１】図１（ａ）は、本願発明の冷延鋼板を製造する場合のヒートパターンを示す概略図であり、図１（ｂ）、（ｃ）はそれぞれ溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する場合のヒートパターンを示す概略図である。
【発明を実施するための形態】
【００１２】
本発明は、フェライトを母相として含み、マルテンサイト（Ｍ）やベイナイト（Ｂ）などの硬質相（低温変態相）を第２相組織として含む５９０〜７８０ＭＰａ級の複合組織鋼板の加工性改善技術に関するものである。
【００１３】
具体的には、組織について、特に第２相組織の構成および比率の制御と、母相組織の硬さ制御（詳細には、フェライトの平均硬さを、鋼板の引張強度に対して所定以上に制御し、母相であるフェライトの平均硬さと、第２相組織であるベイナイトおよびマルテンサイトの平均硬さとの差を従来よりも小さくする）と、母相組織の微細化（フェライトの平均粒径制御）を適切に行っており、鋼中成分についても、Ｔｉ／Ｎｂを積極的に添加しているため、従来の複合組織鋼板と同程度またはそれ以上に高い、ＴＳ−ＥＬバランスおよびＴＳ−λバランスを有する高強度鋼板を得ることができる。
【００１４】
本明細書において「加工性に優れた高強度鋼板」とは、引張強度が５９０〜７８０ＭＰａ級の高強度鋼板における、ＴＳ−ＥＬバランスおよびＴＳ−λバランスに優れているものを意味する。具体的には、上記の高強度域において、引張強度（ＴＳ）×伸び（ＥＬ）≧１７０００を満足し、且つ、引張強度（ＴＳ）×穴広げ率（λ）≧６００００を満足するものである。詳細には、強度が５９０ＭＰａ級（５９０ＭＰａ以上７８０ＭＰａ未満）の鋼板では、伸び（ＥＬ）が約２５％以上、伸びフランジ性（λ）が約８５％以上を満足していることが好ましい。また、７８０ＭＰａ級（７８０ＭＰａ以上９８０ＭＰａ未満）の鋼板では、伸び（ＥＬ）が約１９％以上、伸びフランジ性（λ）が約６５％以上を満足していることが好ましい。
【００１５】
本発明鋼板には、冷延鋼板だけでなく、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ鋼板）や合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ鋼板）も含まれる。これらのめっき処理を施すことによって耐食性が向上する。
【００１６】
（鋼中成分）
まず、本発明の鋼中成分について説明する。
【００１７】
[Ｃ：０．０３〜０．１３％]
Ｃは、鋼板の強度を確保すると共に、低温変態生成相（ベイナイト、マルテンサイト）の生成に寄与する元素である。Ｃ量が０．０３％未満では、上記効果を有効に発揮できない。一方、Ｃ量が０．１３％を超えると延性や溶接性が低下する。そこで、本発明では、Ｃ量を０．０３〜０．１３％と定めた。Ｃ量の好ましい下限は０．０５％であり、好ましい上限は０．１２％である。
【００１８】
[Ｓｉ：０．０２〜０．８％]
Ｓｉは、固溶強化元素として知られており、且つ、延性の向上に有用な元素である。Ｓｉ量が０．０２％未満では、上記効果を有効に発揮できない。一方、Ｓｉ量が０．８％を超えると表層に酸化層が形成され、不めっきの原因となる。また、Ｓｉ量が過剰になると、フェライト変態促進によってベイナイト変態が遅延し、伸びフランジ性が低下する。そこで、本発明では、Ｓｉ量を０．０２〜０．８％と定めた。Ｓｉ量の好ましい下限は０．０３％であり、好ましい上限は０．６５％である。
【００１９】
[Ｍｎ：１．０〜２．５％]
Ｍｎはオーステナイト安定化元素であり、低温変態生成相の生成に寄与するばかりでなく、フェライトの硬さの向上にも寄与する元素である。一方、Ｍｎ量が過剰になると、鋼板内のフェライト量が減少し、かつマルテンサイト量が増加するため、ＴＳ−ＥＬバランスが低下する。そこで、本発明では、Ｍｎ量を１．０〜２．５％とした。Ｍｎ量の好ましい下限は１．５％であり、好ましい上限は、２．３％である。
【００２０】
[Ｐ：０．０３％以下]
Ｐは鋼板中に不可避的に混入する元素である。Ｐが過剰になると、不めっきや溶接性の低下を招く。そこでＰ量の上限を０．０３％とした。Ｐ量は少ない程よく、その好ましい上限は０．０２％である。
【００２１】
[Ｓ：０．０１％以下]
Ｓは、鋼板中に不可避的に混入する元素である。Ｓは熱延時における熱間割れの原因となる他、鋼板中にＭｎＳ等の介在物を形成しやすく、伸びフランジ性の低下を招くため、Ｓ量の上限を０．０１％とした。Ｓ量は少ない程良く、その好ましい上限は０．００５％である。
【００２２】
[Ａｌ：０．０１〜０．１％]
Ａｌは、脱酸剤として作用する。このような効果を有効に発揮させるため、本発明では、Ａｌ量の下限を０．０１％とした。一方、Ａｌ量が過剰になると、鋼の清浄度が悪化するため、Ａｌ量の上限を０．１％とした。Ａｌ量の好ましい下限は０．０２％であり、好ましい上限は０．０７％である。
【００２３】
[Ｎ：０．０１％以下]
Ｎは、過剰に添加されるとひずみ時効により延性が劣化するため、Ｎ量の上限を０．０１％とした。Ｎ量の好ましい上限は０．００５％である。
【００２４】
[Ｔｉ：０．００４〜０．１％および／またはＮｂ：０．００４〜０．０７％]
ＴｉとＮｂは、本発明を最も特徴付ける鋼中成分であり、後記する実施例に示すように、これら元素の含有量が適切に制御されていないものは、所望とするＴＳ×ＥＬ、ＴＳ×λの機械的特性が得られない。また、フェライト粒径の増大を招く場合もある。
【００２５】
詳細には、ＴｉおよびＮｂは、いずれも、ＣやＮと結合して炭化物や窒化物を形成し、焼鈍時にこれら析出物のピン止め効果によってフェライト粒成長が抑制され、フェライト組織の微細化が促進されて上記の機械的特性が向上する。一方、ＴｉおよびＮｂの量が過剰になると上記効果が飽和し、逆に、粗大な炭化物や窒化物が形成されて伸びフランジ性が低下する。そこで、本発明では、Ｔｉ量を０．００４〜０．１％、Ｎｂ量を０．００４〜０．０７％と定めた。Ｔｉ量の好ましい下限は０．０１％であり、好ましい上限は０．０８％である。Ｎｂ量の好ましい下限は０．００９％であり、好ましい上限は０．０５％である。本発明では、ＴｉとＮｂのいずれか一方を含有しても良いし、両方を併用しても構わないが、いずれにしても、上記含有量の範囲を満足することが必要である。
【００２６】
本発明鋼板の成分組成は上記の通りであり、残部は鉄および不可避的不純物であるが、上記特性を阻害しない範囲で、他の元素（許容成分）を含んでいても良く、このような鋼板も本発明の範囲に含まれる。
【００２７】
例えば、本発明では、更にＴＳ−ＥＬバランス、ＴＳ−λバランスの向上を目指して、必要によって選択元素として、（ａ）Ｃｒ：０．０１〜１％および／またはＭｏ：０．０１〜０．５％、（ｂ）Ｂ：０．０００１〜０．００３％、（ｃ）Ｃａ：０．０００５〜０．００３％、等を含有させることも有効である。以下、これらの選択成分について説明する。
【００２８】
[Ｃｒ：０．０１〜１％および／またはＭｏ：０．０１〜０．５％]
ＣｒおよびＭｏは、いずれもオーステナイト安定化元素であり、低温変態生成相の生成を高め、主に強度向上に寄与する。一方、Ｃｒ量が過剰になると、ＴＳ−λバランスが低下するばかりでなく、表面性状が悪化する。また、Ｍｏ量が過剰になると、コストの上昇だけでなく延性の低下を招く。そこで、本発明では、Ｃｒ量を０．０１〜１％、Ｍｏ量を０．０１〜０．５％とすることが好ましい。Ｃｒ量のより好ましい下限は０．１％であり、更に好ましい上限は０．５％である。Ｍｏ量のより好ましい下限は０．１％であり、更に好ましい上限は０．３％である。本発明では、ＣｒとＭｏのいずれか一方を含有しても良いし、両方を併用しても構わないが、いずれにしても、上記含有量の範囲を満足することが必要である。
【００２９】
[Ｂ：０．０００１〜０．００３％]
Ｂは、焼入れ性を高め、高強度化に有効な低温変態生成相を生成する作用を有する。そこでＢ量の好ましい下限を０．０００１％とした。一方、Ｂ量が過剰になると延性の低下を招く。そこでＢ量の好ましい上限を０．００３％とした。Ｂ量のより好ましい下限は０．００１％であり、より好ましい上限は０．００２％である。
【００３０】
[Ｃａ：０．０００５〜０．００３％]
ＣａはＭｎＳ等の硫化物系介在物の形態制御に有効な元素であるが、過剰に添加するとコストアップを招く。そこで、本発明では、好ましいＣａ量を０．０００５〜０．００３％と定めた。Ｃａ量のより好ましい下限は０．００１％、より好ましい上限は０．００２％である。
【００３１】
本発明の高強度鋼板は、自動車鋼板などの薄鋼板として有用であり、板厚は、０．８〜２．３ｍｍ程度であることが好ましい。
【００３２】
（組織）
次に本発明を最も特徴付ける組織について説明する。
【００３３】
前述したように、本発明鋼板は、フェライトを母相とし、マルテンサイトおよびベイナイトの低温変態生成相を第２相として含む複合組織鋼板である。「母相」とは、全組織中に占める比率が半数以上を占めるもの（主相）を意味し、本発明ではフェライトである。また、「第２相組織」とは、上記の母相を除く残りの相（全組織中に占める第２相組織を構成する組織の合計は、半数に満たない）を意味し、本発明ではベイナイトおよびマルテンサイトを意味する。本発明鋼板は、マルテンサイト分率よりベイナイト分率の方が多く、且つ、マルテンサイトの比率も４面積％以上と多いものであり、フェライト、ベイナイト、マルテンサイトの３相組織（Ｔｒｉ  Ｐｈａｓｅ）鋼板と位置づけられる。
【００３４】
詳細には、全組織に占めるフェライトの分率が５０〜８６面積％、ベイナイト分率が１０〜３０面積％、マルテンサイト分率が４〜２０面積％であり、且つ（ベイナイト分率）＞（マルテンサイト分率）であり、さらに、フェライトの平均粒径が２．０〜５．０μｍ、フェライトの平均硬さ（Ｈｖ）／鋼板の引張強度（ＭＰａ）≧０．２５の要件を満足している。
【００３５】
母相組織：フェライト分率：５０〜８６面積％
本発明におけるフェライトとは、ポリゴナルフェライト、即ち、転位密度の少ないフェライトを意味する。フェライトは伸び特性の向上に寄与する組織として重要であり、伸び特性を確保するためには５０面積％以上必要である。一方、フェライト分率が８６面積％を超えると強度低下を招く。そこでフェライト分率を５０〜８６面積％と定めた。フェライト分率の好ましい範囲は、６０〜８０面積％である。
【００３６】
ベイナイト分率：１０〜３０面積％
ベイナイトは、変形時にフェライトと共に変形し、ボイドの発生を抑制できるため、伸びフランジ性の向上に極めて有用である。そこでベイナイト分率を１０面積％以上とした。一方、ベイナイト分率が過剰になると延性が劣化するため、上限を３０面積％と定めた。ベイナイト分率の好ましい下限は１５面積％であり、好ましい上限は２６面積％である。
【００３７】
マルテンサイト分率：４〜２０面積％
マルテンサイトは、所定の強度と伸びフランジ性を確保するために、所定範囲内に制御することが必要である。詳細には、マルテンサイトは強度を向上させることによって、ＴＳ−ＥＬバランスの向上に寄与する組織であり、マルテンサイトの下限は、４面積％とした。一方、マルテンサイト分率が過剰となると、伸びおよび伸びフランジ性を低下させる。マルテンサイトは硬質なため、加工時にほとんど変形を伴わず、マルテンサイト近傍にボイドを形成し、このボイドが割れを促進させ、伸びフランジ性の低下を招くと考えられる。そこで本発明では、マルテンサイト分率の上限を２０面積％と定めた。マルテンサイト分率の好ましい下限は５面積％であり、好ましい上限は１８面積％である。
【００３８】
本発明におけるマルテンサイトは、特許文献４に記載の焼戻しマルテンサイトとは異なり、後に説明するように、保持温度Ｔ２での保持の後、または溶融亜鉛めっき、または合金化の後に冷却することによって生成されるマルテンサイトである。このようにして得られるマルテンサイトは、転位密度の多い硬質組織である点で、特許文献４に記載の焼戻しマルテンサイトとは相違している。これらの組織は、例えば、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）観察などによって明瞭に区別される。
【００３９】
（ベイナイト分率）＞（マルテンサイト分率）
上述したように、本発明では、マルテンサイトとベイナイトの比率をそれぞれ個別に制御するだけでなく、マルテンサイトとの関係でベイナイトの比率を適切に制御することが重要であり、これにより、伸びフランジ割れの進行を遅延させることができる。本発明では、ベイナイト分率（Ｂ）とマルテンサイト分率（Ｍ）の差（Ｂ−Ｍ）を、伸びフランジ性を高めて優れたＴＳ−λバランスを確保するための指標として用いており、所望の特性を発揮させるためには、Ｂ＞Ｍの関係を満たす、すなわち、Ｂ−Ｍ＞０の関係を満たす必要がある。（Ｂ−Ｍ）は大きいほど、優れた特性が得られる。好ましい（Ｂ−Ｍ）の値は２面積％以上である。
【００４０】
本発明鋼板は、フェライト、ベイナイト、およびマルテンサイトのみからなっていても良いが、本発明の作用を阻害しない限度において、他の組織を更に含んでいてもよい。「他の組織」とは、例えば、製造過程で不可避的に生成する組織であり、擬似パーライト、残留オーステナイト等が挙げられる。「他の組織」の合計含有量は、約３面積％以下であることが好ましい。
【００４１】
フェライトの平均粒径が２．０〜５．０μｍ
フェライトの平均粒径は、後記する実施例に示すように、ＴＳ−ＥＬバランスおよびＴＳ−λバランスの向上に影響を及ぼしている。詳細には、フェライトの平均粒径が２．０μｍ未満であるとＴＳ−ＥＬバランスが低下する。また降伏比が過度に上昇し、プレス成形時にスプリングバックが増大し、寸法精度不良などの問題が生じる。一方、フェライトの平均粒径が５．０μｍを超えるとＴＳ−ＥＬバランスおよびＴＳ−λバランスが低下する。そこでフェライトの平均粒径を２．０〜５．０μｍとした。フェライトの平均粒径の好ましい上限は４．０μｍである。
【００４２】
フェライトの平均硬さ（Ｈｖ）／鋼板の引張強度（ＭＰａ）≧０．２５
フェライトの平均硬さと鋼板の引張強度との比は、ＴＳ−λバランスの向上に寄与する重要な要件である。複合組織鋼板において、フェライト硬さを鋼板強度に対して一定以上の硬さとすることによって、第２相との硬度差を低減させることが可能である。好ましいフェライトの平均硬さは、鋼板の強度レベルによっても相違し得、５９０ＭＰａ級の鋼板では１６０Ｈｖ以上であり、７８０ＭＰａ級の鋼板では２００Ｈｖ以上である。前記のようにフェライトを硬くすれば、鋼板の引張強度の向上にも有効である。
【００４３】
ＴＳ−λバランスの向上という観点からは、フェライトの硬さは大きいほど良いが、ＴＳ−ＥＬバランスなどを考慮すれば、フェライトの平均硬さ（Ｈｖ）／鋼板の引張強度（ＭＰａ）の値は０．３０以下が好ましく、より好ましくは０．２８以下である。
【００４４】
上記のように、本発明のフェライトは微細かつ高硬度に制御されているので、フェライトとマルテンサイトの硬度差に起因するボイドの発生も抑制することができる。さらに、マルテンサイト分率がベイナイト分率よりも少なく制御されているため、前記ボイドが発生したとしても、ＴＳ−λバランスへの影響は小さく、むしろマルテンサイトによる強度向上効果によるＴＳ−ＥＬバランスへの寄与の方が大きい。
【００４５】
（製造方法）
次に、上述した本発明鋼板を製造する方法について説明する。
【００４６】
上記要件を満足する本発明鋼板を製造するためには、特に、冷間圧延後の焼鈍工程を適切に制御することが有効である。詳細には、冷延の後、「均熱→冷却→４００〜６００℃の温度域での保持→冷却」という一連の焼鈍工程（めっきや合金化を含む）を行なって所定の高強度鋼板を製造するに当たり、均熱（Ｔ１）までの平均昇温速度（ＨＲ）、均熱条件［均熱温度（Ｔ１）および均熱時間（ｔ１）］、均熱の後保持温度（Ｔ２）までの冷却速度（ＣＲ）を制御すると共に、４００〜６００℃での温度域での滞在時間（ｔ３）を所定範囲内に制御することが重要であり、これにより、母相組織および第２相組織の比率が適切に制御され、且つ、硬度の高いフェライトや微細なフェライトが確保される結果、所望とする機械的特性に優れた鋼板が得られる（後記する実施例を参照）。
【００４７】
以下、図１を参照しながら、本発明の製造方法を特徴付ける焼鈍工程を詳しく説明する。図１には、鋼板の種類に応じて、冷延鋼板を製造する場合のヒートパターン［図１（ａ）］、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）を製造する場合のヒートパターン［図１（ｂ）］、および合金化溶融亜鉛めっき鋼板(ＧＡ)を製造する場合のヒートパターン［図１（ｃ）］を示したが、ＧＩやＧＡの場合は冷延鋼板に対してめっきや合金化の工程が付加されるだけで、いずれの鋼板においても、焼鈍工程にて制御すべき上記の各要件（ＨＲ、Ｔ１、ｔ１、Ｔ２、ＣＲ、ｔ３）は同じである。
【００４８】
以下、本発明を特徴付ける焼鈍工程を、順を追って説明する。
【００４９】
（１）５℃／ｓ以上の平均昇温速度（ＨＲ）でＡｃ3点以上の温度域（Ｔ１）まで加熱
まず、上記の成分組成を満たす冷間圧延板を、５℃／ｓ以上の平均昇温速度（図１中、ＨＲ）でＡｃ3点以上の均熱温度域（図１中、Ｔ１）まで昇温（加熱）する。後記する実施例で実証したように、ＨＲは、フェライトの平均硬さ制御に重要な影響を及ぼしており、ＨＲが５℃／ｓ未満になると、ＮｂＣやＴｉＣなどの析出物による析出硬化によるフェライト硬度向上効果が十分に得られない。これは、加熱中にＮｂＣやＴｉＣなどの析出物が粗大化し、オーステナイト域での焼鈍中に再固溶するＮｂ量やＴｉ量が減少するため、冷却過程でフェライト組織に析出する上記の析出物が減少するためであると推察される。また、ＨＲが５℃／ｓ未満になると、２相域焼鈍中にフェライト中のＭｎがオーステナイト中に拡散しやすくなるため、フェライトが軟化し、十分なフェライト硬さを確保し難くなる。そこで、本発明では、平均昇温速度ＨＲを５℃／ｓ以上とした。好ましい平均昇温速度は１０℃／ｓ以上であり、より好ましくは１２℃／ｓ以上である。平均昇温速度の上限は特に制限されないが、操業上、おおむね、２０℃／ｓ以下とすることが好ましい。
【００５０】
また、加熱温度（均熱温度）Ｔ１は、フェライト粒径やフェライト硬さに影響を及ぼす要件であり、Ｔ１がＡｃ3点未満であると、ＮｂＣなどの析出物やＭｎが加熱中に十分に再固溶されないため、析出硬化によるフェライト硬さの上昇効果が有効に発揮されず、ＴＳ−λバランスが低下する。また、Ｔ１がＡｃ3点未満であると、鋼板中に加工組織が残りフェライト粒径が小さくなって、降伏強度が過度に上昇し、ＴＳ−ＥＬバランスも低下する。そこで、本発明では、均熱温度Ｔ１をＡｃ3点以上とした。均熱温度の好ましい下限はＡｃ3点＋３０℃である。均熱温度の上限は特に制限されないが、操業上、おおむね、９５０℃以下とすることが好ましい。
【００５１】
なお、本発明において、Ａｃ3点は下式に基づいて算出した。
Ａｃ3点（℃）＝９１０−２０３[Ｃ]0.5＋４４．７[Ｓｉ]＋３１．５[Ｍｏ]−３０[Ｍｎ]−１１[Ｃｒ]＋７００[Ｐ]＋４００[Ａｌ]＋４００[Ｔｉ]
式中、［（元素名）]は各元素の含有量（質量％）を示す。
【００５２】
（２）Ａｃ3点以上の温度域（Ｔ１）で１０〜３００秒均熱保持（ｔ１）
上記のように昇温を行なってＡｃ3点以上の温度域に到達したら、当該温度域で所定時間均熱保持する（図１中、ｔ１）。ここで、「当該温度域」とは、Ａｃ3点以上の温度域を意味し、この要件を満足する限り、同じ温度で保持（等温保持）する必要は必ずしもない。本発明において、均熱保持時間ｔ１は、フェライト硬さなどに影響を及ぼす要件であり、ｔ１が１０秒未満であると、ＮｂＣやＭｎ等が十分に再固溶されないため、ＴＳ−λバランスが低下する。そこで、本発明では、均熱保持時間ｔ１を１０秒以上とした。好ましい均熱保持時間は、３０秒以上であり、より好ましくは４０秒以上である。一方、均熱保持時間ｔ１の上限は、主に生産性や製造効率などを考慮して定めたものであり、ｔ１が３００秒を超えると、過度に生産ラインを長くしたり生産速度を過度に遅くするといった設計変更の負荷を招くため、本発明では、均熱保持時間の上限を３００秒とした。均熱保持時間の好ましい上限は、２００秒である。
【００５３】
（３）均熱温度域（Ｔ１）から４００〜６００℃（Ｔ２）までの温度域（Ｔ１→Ｔ２）を平均冷却速度２℃／ｓ以上（ＣＲ）で冷却
上記の条件で均熱を行なった後、均熱温度域Ｔ１から、４００〜６００℃の温度域（図１中、Ｔ２）までの範囲（Ｔ１→Ｔ２）を、平均冷却速度２℃／ｓ以上（図1中、ＣＲ）で冷却する。平均冷却速度ＣＲは、フェライトやパーライトの生成を抑制し、ベイナイトおよびマルテンサイトの第２相組織を得るために制御される要件であり、ＣＲが２℃／ｓ未満であると、フェライト量が多くなりすぎる上、パーライトが生成し、所望の第２相組織が得られない。また、ＣＲが遅すぎると、生産性の低下や設備上の問題が生じるため、本発明では、平均冷却速度ＣＲを２℃／ｓ以上とした。好ましい平均冷却速度の下限は５℃／ｓである。平均冷却速度の上限は特に制限されないが、操業上、おおむね、２５℃／ｓ以下とすることが好ましい。
【００５４】
（４）４００〜６００℃の温度域（Ｔ２）で保持した後、冷却
上記のようにＴ２の温度域まで冷却を行なった後、４００〜６００℃の温度域Ｔ２で所定時間保持（図１中、ｔ２）した後、室温まで冷却する。保持温度Ｔ２については、同じ温度で保持する（等温保持）必要は必ずしもない。Ｔ２での保持時間ｔ２については、後記（５）で詳述する。Ｔ２から室温まで（Ｔ２→室温）の平均冷却速度は概ね３℃／ｓ以上が好ましく、これにより、所望とするマルテンサイト量を確保することができる。冷却方法は常法によって行えば良く、例えば、ガスジェット冷却などが挙げられる。
【００５５】
（５）４００〜６００℃の温度域での滞在時間（ｔ３）を４０〜４００秒の範囲内に制御
本発明では、上記Ｔ２での等温保持時間ｔ２を含め、４００〜６００℃の温度域での滞在時間（図１中、ｔ３）を適切に制御することが極めて重要であり、これにより、低温変態相であるベイナイト（Ｂ）およびマルテンサイト（Ｍ）を、本発明で規定する比率（Ｂ＞Ｍ≧４面積％であり、Ｂ：１０〜３０面積％、Ｍ：４〜２０面積％）で確保することができる。ベイナイトは、上記４００〜６００℃の温度域で変態する低温変態相であって、当該温度域を通過（経由）する時間によってベイナイトやマルテンサイトの占積率が変化するからである。
【００５６】
ここで、「４００〜６００℃の温度域での滞在時間ｔ３」とは、要するに、４００〜６００℃の温度域を通過する合計時間を意味し、Ｔ２での保持時間ｔ２のほかに、冷却または加熱の過程で、上記の温度域（４００〜６００℃）に滞留するすべての時間を意味している。
【００５７】
以下、鋼板の種類に応じて、「ｔ３」の算出方法を具体的に説明する。
【００５８】
例えば、冷延鋼板の場合は、「ｔ３」は、図１（ａ）に示すように、６００℃→Ｔ２の温度域での滞在時間と、Ｔ２での保持時間ｔ２と、Ｔ２→４００℃の温度域での滞在時間で表される。例えば、後記する実施例の表２のＮｏ．６は、冷延鋼板の製造例であるが、Ｎｏ．６での「ｔ３」の算出方法は、以下のとおりであり、（ａ）と（ｂ）と（ｃ）の合計時間（３９５秒）が「ｔ３」となる。
（ａ）６００℃→Ｔ２（＝４８０℃）の滞在時間：１０．９秒
（上記温度域での平均冷却速度ＣＲは１１℃／ｓ）
（ｂ）Ｔ２（＝４８０℃）での保持時間ｔ２    ：３８０秒
（ｃ）Ｔ２（＝４８０℃）→４００℃の滞在時間：４秒
（上記温度域での平均冷却速度は２０℃／ｓ）
【００５９】
また、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）の場合は、Ｔ２での等温保持後に、直ちにめっき浴に浸漬されることが多いため、この場合は、「ｔ３」の算出方法は、上記の冷延鋼板の場合と同様である。なお、ＧＩでは、Ｔ２の等温保持後に、必要に応じて所定温度まで冷却を行なってからめっき浴に浸漬することもあるが、その場合は、当該冷却の条件に応じて、上記の温度域（４００〜６００℃）での滞留時間が加算されることになる。例えば、後記する実施例の表２のＮｏ．７は、ＧＩの製造例であるが、Ｎｏ．７での「ｔ３」の算出方法は、以下のとおりであり、（ａ）と（ｂ）と（ｃ）の合計時間（７６秒）が「ｔ３」となる。
（ａ）６００℃→Ｔ２（＝４３０℃）の滞在時間：２４．２秒
（上記温度域での平均冷却速度ＣＲは７℃／ｓ）
（ｂ）Ｔ２（＝４３０℃）での保持時間ｔ２    ：５０秒
（ｃ）Ｔ２（＝４３０℃）→４００℃の滞在時間：１．５秒
（上記温度域での平均冷却速度は２０℃／ｓ）
【００６０】
一方、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）の場合は、Ｔ２での等温保持後に、直ちにめっき浴に浸漬されて合金化のための加熱（例えば、約５００〜６００℃で約２〜６０秒間）を行なうことが多いため、この場合は、「ｔ３」の算出方法は、上記の冷却鋼板の算出方法において、合金化条件に伴う滞留時間が加算されることになる。例えば、後記する実施例の表２のＮｏ．１は、ＧＡの製造例であるが、Ｎｏ．１での「ｔ３」の算出方法は、以下のとおりであり、（ａ）と（ｂ）と（ｃ）と（ｄ）の合計時間（１１５秒）が「ｔ３」となる。
（ａ）６００℃→Ｔ２（＝４４０℃）の滞在時間      ：１２．３秒
（上記温度域での平均冷却速度ＣＲは１３℃／ｓ）
（ｂ）Ｔ２（＝４４０℃）での保持時間ｔ２          ：７５秒
（ｃ）合金化に伴う時間                            ：２０秒
（ｄ）合金化温度（＝５５０℃）→４００℃の滞在時間：７．５秒
（上記温度域での平均冷却速度は２０℃／ｓ）
【００６１】
このようにして算出される「ｔ３」は、前述したように、所望の組織（特に、ベイナイト＞マルテンサイトの分率）を確保するために極めて重要であり、４００〜６００℃での滞在時間ｔ３を適切に制御することによって所望の面積比率の鋼板が得られる。この温度域（約４００〜６００℃）は、溶融亜鉛めっきや合金化溶融亜鉛めっきの温度域とほぼ重複することから、ベイナイトやマルテンサイトなどの分率は、めっきや合金化の影響を受ける。よって、溶融亜鉛めっき鋼板や合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する場合には、めっきや合金化に費やす時間も加算したトータルの滞在時間ｔ３を制御することにした次第である。後記する実施例で実証したように、めっきや合金化の有無にかかわらず、滞在時間ｔ３が４０〜４００秒の範囲内に制御されていると、ベイナイト変態が促進され、所定比率のベイナイトおよびマルテンサイトが生成する。これに対し、滞在時間ｔ３が４０秒未満になると、ベイナイト変態が充分進まず、所定のベイナイト分率を確保できないため、ＴＳ×λが低下する。一方、滞在時間ｔ３が４００秒を超えると、ベイナイト分率が過剰になってマルテンサイト分率が低下し、ＴＳ−ＥＬバランスが低下する。好ましい滞在時間ｔ３は、５０〜３８０秒である。
【００６２】
なお、Ｔ２での好ましい保持時間ｔ２は、めっきや合金化の有無にかかわらず、おおむね、２０〜３５０秒であり、より好ましい保持時間は、おおむね、３０〜３００秒である。
【００６３】
なお、本発明では、上記の滞在時間ｔ３を除き、めっきや合金化の条件を限定する趣旨はなく、通常用いられる条件を適宜採用することができる。めっき浴の条件としては、例えば、めっき浴の温度を約４００〜６００℃（好ましくは、４００〜５００℃）の温度範囲とすることが好ましい。さらに合金化を行う場合は約５００〜６００℃で約２〜６０秒間合金化すればよい。合金化処理を行う場合の加熱手段は特に限定されず、慣用の種々の方法（例えば、ガス加熱やインダクションヒーター加熱など）を採用できる。
【００６４】
以上、本発明を特徴付ける焼鈍工程について説明した。
【００６５】
本発明の製造方法は、上記のように、冷間圧延後の焼鈍工程を適切に制御することが重要であって、その他の工程、例えば、熱間圧延、巻取り、冷間圧延、溶融亜鉛めっき・合金化溶融亜鉛めっき（上記の滞在時間を除くめっきや合金化の条件）等は常法に従って行えば良く、所望とする複合組織鋼板が得られるように、通常用いられる方法を採用することができる。
【００６６】
以下、本発明の好ましい実施形態を説明するが、これに限定する趣旨ではない。
【００６７】
まず、上記成分組成を満足する鋼スラブを約１２００℃以上で加熱し、約Ａｒ3点以上の温度で熱間圧延を行なった後、約４００〜６５０℃の温度まで冷却して巻取り、必要に応じて酸洗し、次いで冷間圧延を行なった後、上記の焼鈍工程を行う。
【００６８】
ここで、熱間圧延時の加熱温度は、約１２００℃以上（より好ましくは１２５０℃以上）とすることが好ましく、これにより、鋼中成分がオーステナイト組織中に均一に固溶し易くなる。熱間圧延の仕上げ温度は、Ａｒ3点以上とすることが好ましく、より好ましい仕上げ温度はＡｒ3点＋（３０〜５０）℃である。巻取温度は、最大でも約６５０℃以下にすることが好ましい。巻取温度が上記温度を超えて高くなると、スケール疵等の発生によって表面性状が悪化する。ただし、巻き取温度が低くなり過ぎると、強度が過度に増加して冷間圧延が困難になるため、下限を約４００℃とすることが好ましい。
【００６９】
上記のようにして熱間圧延を行なった後、必要に応じて酸洗した後、冷間圧延を行う。冷延率は２０〜６０％の範囲で行うことが好ましい。後続の焼鈍工程において、組織を微細化するためには、熱延鋼板に十分な歪みを付与することが有効であり、そのためには、冷延率を２０％以上とすることが好ましい。より好ましくは３０％以上である。一方、設備への負担などを考慮すると、冷延率は約６５％以下とすることが好ましい。より好ましい冷延率は約６０％以下である。
【実施例】
【００７０】
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
【００７１】
表１に示す組成の鋼を溶製した後、鋳造して鋼塊を得た。該鋼塊を１２５０℃に加熱して、仕上温度８８０〜９００℃で熱間圧延をし、冷却して５５０℃で３０分間炉冷し、熱延鋼板を得た（厚さ：２．８ｍｍ）。次に、この熱延鋼板を酸洗した後、冷延を行い、厚さ１．６ｍｍの鋼板を得た。その後表２に示す条件で焼鈍を行った。保持温度から室温までの平均冷却速度は２０℃／ｓであった。
【００７２】
さらに、溶融亜鉛めっき鋼板（表中、ＧＩ）については、表２に示す保持温度Ｔ２での保持の後、温度が４５０℃に調整されためっき浴に浸漬し、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（表中、ＧＡ）については、前記溶融亜鉛めっきの後、５５０℃で２０秒間合金化処理を行った。溶融亜鉛めっき後、または合金化後の室温までの平均冷却速度は２０℃／ｓであった。
【００７３】
【表１】
2010065316.tif 000002
【００７４】
【表２】
2010065316.tif 000003
【００７５】
上記のようにして得られた各鋼板について、組織の分率、フェライトの平均粒径およびフェライトの平均硬さ、並びに機械的特性を下記の要領で測定した。
【００７６】
［組織の分率］
１．６ｍｍ×２０ｍｍ×２０ｍｍの試験片を切り出し、圧延方向と平行な断面を研磨し、レペラー腐食を行った後、ｔ／４位置を測定対象とした。
【００７７】
各組織の分率については、光学顕微鏡により、約８０μｍ×６０μｍの測定領域を倍率１０００倍で観察して画像解析を行った。測定は任意の５視野について行い、得られた各組織の比率（面積率）の平均値を算出した。
【００７８】
［フェライト粒径］
上記の組織分率と同じ測定領域において、画像解析装置により、個々のフェライト粒の円相当径を求め、その平均値をフェライト粒径と定義した。
【００７９】
［フェライトの硬さ］
１．６ｍｍ×２０ｍｍ×２０ｍｍの試験片を切り出し、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４２（ビッカース硬さ試験−試験方法）に従い、圧延方向と平行な断面のｔ／４位置付近に存在するフェライトについて、荷重１ｇでフェライトの硬さを測定した。測定は２０点行い、最大値および最小値を除く１８点の測定結果の平均値を算出した。
【００８０】
［引張強度、伸び、降伏強度］
鋼板の圧延直角方向からＪＩＳ５号試験片を採取し、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１に従って引張強度（ＴＳ）、および全伸び（ＥＬ）を測定した。また降伏強度（ＹＳ）も測定した。本実施例では、引張強度（ＴＳ）×伸び（ＥＬ）≧ １７０００を合格とした。
【００８１】
［伸びフランジ性］
日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳＴ１００１に準拠して、試験片を採取し、初期穴径ｄi＝１０ｍｍφの打抜き穴加工をした後、頂角６０°の円錐パンチを押し込んで該打抜き穴を広げた。そして、打抜き穴部分に生じたクラックが板厚を貫通した時の穴径ｄbを求め、下記式によって限界穴広がり率λ（％）（本明細書では、「穴広げ率λ」と記載する場合がある。）を算出した。本実施例では、引張強度（ＴＳ）×限界穴広がり率λ（％）≧６００００を合格とした。
限界穴広がり率λ（％）＝｛（ｄb−ｄi）／ｄi｝×１００
【００８２】
これらの結果を表３に示す。表３中、ＧＩは溶融亜鉛めっき鋼板を、ＧＡは合金化溶融亜鉛めっき鋼板を夫々意味する。
【００８３】
【表３】
2010065316.tif 000004
【００８４】
鋼板Ｎｏ．１〜１２、３０〜３２は、成分組成および焼鈍条件ともに適切に制御されているため、フェライト粒径、フェライト硬さ／鋼板の引張強度、および組織分率等が本発明の要件を満たすものとなり、ＴＳ×ＥＬおよびＴＳ×λの双方に優れている。つまり、本発明によれば５９０〜７８０ＭＰａ級の高強度鋼板における伸びまた伸びフランジ性などの加工性を著しく高めることができた。
【００８５】
これに対し、鋼板Ｎｏ．１３〜２１、３３は、焼鈍条件が本発明の要件を満たさない例であり、鋼板Ｎｏ．２２〜２９は成分組成が本発明の要件を満たさない例である。
【００８６】
鋼板Ｎｏ．１３、１５、２０、３３は、均熱温度(Ｔ１)までの平均昇温速度（ＨＲ）が遅くなったため、フェライト硬さが低下し、フェライトと第２相組織の硬度差が大きくなったため、ＴＳ×λが低下した例である。また、上記昇温速度が遅いとフェライト中のＭｎがオーステナイト中に拡散しやすくなることは上述の通りであるが、このようにオーステナイト中にＭｎが濃化することによって、その後の冷却過程でベイナイト変態が進行しにくくなる傾向がある。５９０ＭＰａ級の成分系においては、オーステナイト中にＭｎが濃化してもベイナイト変態が進行できるが、特にＮｏ．３３のような７８０ＭＰａ級の成分系ではオーステナイト中に濃化したＭｎの影響でベイナイト変態が進行せず、マルテンサイトが多く生成したものと考えられる。
【００８７】
鋼板Ｎｏ．１４は、均熱温度（Ｔ１）が低く、組織内に加工組織が残ったためフェライト粒径が小さくなり、過度に降伏強度が上昇してＴＳ×ＥＬが低下した例である。また、ＭｎやＮｂの再固溶が十分になされなかったため、ＴＳ×λも低下している。
【００８８】
鋼板Ｎｏ．１６は、均熱時間（ｔ１）が短かったため、オーステナイト化が十分に進まず、ＭｎやＮｂの再固溶が十分になされなかった結果、フェライト硬さが低下し、フェライトと第２相組織の硬度差が大きくなり、ＴＳ×λが低下している。
【００８９】
鋼板Ｎｏ．１７は、４００〜６００℃の温度域での滞在時間（ｔ３）が短かったためベイナイト変態が十分に進まず、Ｂ（ベイナイト面積率）＞Ｍ（マルテンサイト面積率）の要件を満たすことができず、ＴＳ×λが低下した例である。
【００９０】
鋼板Ｎｏ．１８は、保持温度（Ｔ２）が高かったためベイナイト変態が十分に進行せず、Ｂ＜Ｍとなり、ＴＳ×λが低下した例である。
【００９１】
鋼板Ｎｏ．１９は、保持温度（Ｔ２）が低かったためベイナイト変態が十分に進行せず、ベイナイト分率が低下するとともにＢ＜Ｍとなり、ＴＳ×λが低下した例である。
【００９２】
鋼板Ｎｏ．２１は、４００〜６００℃の温度域での滞在時間（ｔ３）が長かったため、マルテンサイトが十分に得られず、ＴＳ×ＥＬが低下した例である。
【００９３】
鋼板Ｎｏ．２２は、Ｓｉ量が多い鋼種Ｈを用いたため、ベイナイト変態が抑制され、ベイナイト分率が低下した結果、ＴＳ×λが低下した例である。
【００９４】
鋼板Ｎｏ．２３、２５は、ＴｉまたはＮｂが多かった例であり、ＴｉやＮｂの粗大な炭窒化物が形成されたため、早期に破断が起こりＴＳ×λが低下している。
【００９５】
鋼板Ｎｏ．２４、２６は、ＴｉまたはＮｂが少なかった例であり、ＴｉやＮｂの炭化物が十分に形成されずピン止め効果が発揮されなかったため、フェライトが粗大になりＴＳ×λが低下している。
【００９６】
鋼板Ｎｏ．２７は、Ｃが多かった例であり、ベイナイト分率が多くなったためにＴＳ×ＥＬが低下している。
【００９７】
鋼板Ｎｏ．２８は、Ｍｎが多かった例であり、フェライト分率が減少し、マルテンサイト分率が過剰になったため、ＴＳ×ＥＬが低下している。
【００９８】
鋼板Ｎｏ．２９は、Ｃが少なかった例であり、母材強度が低下してフェライト硬さが低下し、またベイナイトおよびマルテンサイトの生成が促進されず、フェライト分率が多くなり、ＴＳ×ＥＬおよびＴＳ×λが低下している。
【図１】
2010065316.tif 000005