(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
mass%で、C:0.15〜0.25%、Si:1.0〜2.0%、Mn:1.8〜2.8%、P:0.020%以下、S:0.0040%以下、Al:0.005〜0.08%、N:0.008%以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、フェライト相とベイナイト相の合計の組織全体に対する面積比率が40〜70%、焼戻マルテンサイト相の組織全体に対する面積比率が20〜40%で、残留オーステナイト相の量が2〜20%であり、かつ長軸が3μm以上の焼戻マルテンサイト相の個数が2.0×104個/mm2以下であることを特徴とする、引張強度TSが980MPa以上、全伸びElが28%以上を有し、かつ降伏比YRが65%以上である加工性に優れる高降伏比高強度冷延鋼板。
【請求項２】
請求項1に記載の化学組成を有する鋼スラブに、順に、熱間圧延、酸洗、冷間圧延を施した後、850〜950℃の温度域に加熱後冷却する第一の熱処理を行い、次いで750〜850℃の温度域に加熱後冷却中の300〜500℃の温度域で過時効処理する第二の熱処理を行い、次いで100〜300℃の温度域に加熱する第三の熱処理を行うことを特徴とする、フェライト相とベイナイト相の合計の組織全体に対する面積比率が40〜70%、焼戻マルテンサイト相の組織全体に対する面積比率が20〜40%で、残留オーステナイト相の量が2〜20%であり、かつ長軸が3μm以上の焼戻マルテンサイト相の個数が2.0×104個/mm2以下であり、引張強度TSが980MPa以上、全伸びElが28%以上を有し、かつ降伏比YRが65%以上である加工性に優れる高降伏比高強度冷延鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車の骨格構造部品に用いられる高強度冷延鋼板、特に、引張強度TSが980MPa以上の高降伏比高強度冷延鋼板およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、より一層の自動車車体軽量化による燃費向上や衝突安全性確保のため、TSが980MPa級の高強度鋼板が自動車の複雑な形状を有する骨格構造部品に採用される機会が多くなっている。この骨格構造部品はプレス加工により製造されるため、用いられる鋼板には、高強度のみならず、全伸びEl、伸びフランジ性、曲げ性などの延性にも優れていることが必要である。また、衝突安全性の観点からは、降伏強度YSの高い、すなわち降伏比YR[=(YS/TS)×100(%)]が65%以上の鋼板が求められている。
【０００３】
このような状況下で、これまでに、TSが980MPa以上の加工性に優れた高強度冷延鋼板がいくつか提案されている。
【０００４】
例えば、特許文献1には、mass%で、C:0.06〜0.6%、Si+Al:0.5〜3%、Mn:0.5〜3%、P:0.15%以下、S:0.02%以下を含有するとともに、焼戻マルテンサイト相:全組織に対して面積率で15%以上、フェライト相:全組織に対して面積率で5〜60%、残留オーステナイト相:全組織に対して体積率で5%以上、さらにベイナイト相および／またはマルテンサイト相を含有してもよい組織を有し、かつ、前記残留オーステナイト相のうち、2%歪を加えることによりマルテンサイト相へ変態する残留オーステナイト相の割合が20〜50%であることを特徴とする加工性および形状凍結性に優れた高強度鋼板が開示されている。
【０００５】
特許文献2には、mass%で、C:0.06超〜0.24%、Si:0.3%以下、Mn:0.5〜2.0%、P:0.06%以下、S:0.005%以下、Al:0.06%以下、N:0.006%以下、Mo:0.05〜0.5%、Ti:0.03〜0.2%、V:0.15超〜1.2%を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、C、Ti、Mo、V含有量が、0.8≦(C/12)/{(Ti/48)+(Mo/96)+(V/51)}≦1.5を満足する成分組成を有し、フェライト相が面積比率で95%以上であり、平均粒径10nm未満のTi、MoおよびVを含む炭化物が分散析出するとともに、該Ti、MoおよびVを含む炭化物は、原子%で表されるTi、Mo、Vが、V/(Ti+Mo+V)≧0.3を満たす平均組成を有することを特徴とするTSが980MPa以上の高降伏比高強度冷延鋼板が開示されている。
【０００６】
特許文献3には、mass%で、C:0.17〜0.73%、Si:3.0%以下、Mn:0.5〜3.0%、P:0.1%以下、S:0.07%以下、Al:3.0%以下およびN:0.010%以下を含有し、かつSi+Al:0.7%以上を満足し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、鋼板組織として、マルテンサイト相の鋼板組織全体に対する面積率が10〜90%、残留オーステナイト相の量が5〜50%、上部ベイナイト相中のベイニティックフェライト相の鋼板組織全体に対する面積率が5%以上であり、前記マルテンサイト相のうち25%以上が焼戻マルテンサイト相であり、前記マルテンサイト相の鋼板組織全体に対する面積率、前記残留オーステナイト相の量および前記上部ベイナイト相中のベイニティックフェライト相の鋼板組織全体に対する面積率の合計が65%以上、ポリゴナルフェライト相の鋼板組織全体に対する面積率が10%以下を満足し、かつ前記残留オーステナイト相中の平均C量が0.70%以上であって、TSが980MPa以上であることを特徴とする高強度鋼板が開示されている。
【０００７】
特許文献4には、mass%で、C:0.05〜0.3%、Si:0.01〜2.5%、Mn:0.5〜3.5%、P:0.003〜0.100%、S:0.02%以下、Al:0.010〜1.5%を含有し、Si+Al:0.5〜3.0%であり、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、面積率でフェライト相を20%以上、焼戻マルテンサイト相を10〜60%、マルテンサイト相を0〜10%を含み、体積率で残留オーステナイト相を3〜10%含み、焼戻マルテンサイト相のビッカース硬度(m)とフェライト相のビッカース硬度(f)の比(m)/(f)が3.0以下である金属組織を有することを特徴とする加工性に優れた高強度鋼板が開示されている。
【０００８】
特許文献5には、mass%で、C:0.05〜0.35%、Si:0.05〜2.0%、Mn:0.8〜3.0%、P:0.0010〜0.1%、S:0.0005〜0.05%、N:0.0010〜0.010%、Al:0.01〜2.0%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼組成を持ち、金属組織はフェライト相またはベイナイト相または焼戻マルテンサイト相を主体とし、残留オーステナイト相を3〜30%含む鋼板において、前記オーステナイト相がフェライト相、ベイナイト相およびマルテンサイト相と接する相界面において、前記オーステナイト相の中心濃度Cgcとオーステナイト粒の粒界の濃度CgbがCgb/Cgc > 1.3を満たす範囲にあるオーステナイト粒が50%以上あることを特徴とする伸びと穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００９】
【特許文献１】特開2004-218025号公報
【特許文献２】特開2008-174802号公報
【特許文献３】特開2010-90475号公報
【特許文献４】特開2010-275627号公報
【特許文献５】特開2011-195956号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
しかしながら、特許文献1に記載の高強度鋼板では、降伏比が50%以下で極端に低く、衝突安全性の観点から問題がある。特許文献2に記載の高降伏比高強度冷延鋼板では、高価な元素であるTi、Mo、Vを用いているためコスト高であるのみならず、Elが高々19%程度と低い。また、特許文献3〜5に記載の高強度鋼板では、980MPa以上のTSを得ようとすると、Elが高々27%程度で十分とはいえない。
【００１１】
本発明は、安価で、980MPa以上のTS、28%以上のElを有し、かつYRが65%以上の加工性に優れる高降伏比高強度冷延鋼板およびその製造方法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】
【００１２】
本発明者らは、上記の目的とする高降伏比高強度冷延鋼板の製造方法について検討したところ、高価な元素であるTi、Mo、Vなどを用いずに、フェライト相、ベイナイト相、焼戻マルテンサイト相の面積比率および残留オーステナイト相の量を制御するとともに、長軸が3μm以上の粗大な焼戻マルテンサイト相の個数を制限することが効果的であることを見出した。
【００１３】
本発明は、このような知見に基づいてなされたものであり、mass%で、C:0.15〜0.25%、Si:1.0〜2.0%、Mn:1.8〜2.8%、P:0.020%以下、S:0.0040%以下、Al:0.005〜0.08%、N:0.008%以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、フェライト相とベイナイト相の合計の組織全体に対する面積比率が40〜70%、焼戻マルテンサイト相の組織全体に対する面積比率が20〜40%で、残留オーステナイト相の量が2〜20%であり、かつ長軸が3μm以上の焼戻マルテンサイト相の個数が2.0×104個/mm2以下であることを特徴とする加工性に優れる高降伏比高強度冷延鋼板を提供する。
【００１４】
本発明の高降伏比高強度冷延鋼板は、上記の化学組成を有する鋼スラブに、順に、熱間圧延、酸洗、冷間圧延を施した後、850〜950℃の温度域に加熱後冷却する第一の熱処理を行い、次いで750〜850℃の温度域に加熱後冷却中の300〜500℃の温度域で過時効処理する第二の熱処理を行い、次いで100〜300℃の温度域に加熱する第三の熱処理を行う方法により製造できる。
【発明の効果】
【００１５】
本発明により、安価で、980MPa以上のTS、28%以上のElを有し、かつYRが65%以上の加工性に優れる高降伏比高強度冷延鋼板を製造できるようになった。本発明の高降伏比高強度冷延鋼板は、自動車の骨格構造部品のみならず、建築や家電分野など厳しい寸法精度と加工性が必要とされる用途にも好適である。
【発明を実施するための形態】
【００１６】
以下に、本発明の詳細を説明する。
【００１７】
1) 化学組成
以下、成分元素の含有量の単位である%は、mass%を意味するものとする。
【００１８】
C:0.15〜0.25%
Cはオーステナイト安定化元素であり、オーステナイト相からの変態相であるベイナイト相やマルテンサイト相を生成させて高強度化に寄与する。また、焼戻マルテンサイト相の量や硬さに影響し、伸びフランジ性や曲げ性に影響を及ぼす。C量が0.15%未満ではフェライト相が過剰に生成し、980MPa以上のTSを確保することが困難になる。一方、C量が0.25%を超えると焼戻マルテンサイト相が過度に硬質化し、El、伸びフランジ性、曲げ性が低下したり、スポット溶接性が著しく劣化する。したがって、C量は0.15〜0.25%以下とする。
【００１９】
Si:1.0〜2.0%
Siはフェライト相の固溶強化を通じ、硬質な焼戻マルテンサイト相との硬度差を低減し、伸びフランジ性や曲げ性の向上に寄与する。また、セメンタイト相の生成を遅延させ、残留オーステナイト相の生成を促進し、Elの向上に寄与する。Si量が1.0%未満ではこのような効果が得られず、2.0％を超えると鋼板が脆くなる。したがって、Si量1.0〜2.0%とする。
【００２０】
Mn:1.8〜2.8%
Mnはオーステナイト安定化元素であり、焼鈍後の冷却過程で炭化物の析出を抑制し、ベイナイト相やマルテンサイト相を生成させて高強度化に寄与する。こうした効果を得るには、Mn量を1.8%以上にする必要がある。一方、Mn量が2.8%を超えるとMnの偏析に起因したバンド状組織が形成され、鋼板の均一な変形を阻害して、伸びフランジ性や曲げ性を低下させる。したがって、Mn量は1.8〜2.8%とする。
【００２１】
P:0.020%以下
P量が0.020%を超えると偏析して伸びフランジ性や曲げ性を低下させるのみならず、スポット溶接性に悪影響を及ぼす。したがって、P量は0.020%以下とする。なお、P量は極力低減することが好ましいが、過度に低減すると製鋼工程での生産能率が低下し、コスト増を招くので、その下限は0.001%とすることが好ましい。
【００２２】
S:0.0040%以下
S量が0.0040%を超えるとMnSなどの硫化物系介在物が形成され、変形時に割れの起点となって伸びフランジ性、および曲げ性を低下させる。したがって、S量は0.0040%以下とする。なお、S量は極力低減することが好ましいが、過度に低減すると製鋼工程での生産能率が低下し、コスト増を招くので、その下限は0.0001%とすることが好ましい。
【００２３】
Al:0.005〜0.08%
Alは鋼の脱酸に必要であるため、その量は0.005%以上にする必要がある。しかし、Al量が0.08%を超えるとアルミナなどの鋼板表層部に存在する介在物が増加して曲げ性が低下する。したがって、Al量は0.005〜0.08%とする。
【００２４】
N:0.008%以下
N量が0.008％を超えると粗大な窒化物が生成し、伸びフランジ性や曲げ性が低下する。したがって、N量は0.008%以下とする。なお、N量は極力低減することが好ましいが、過度に低減すると製鋼工程での生産能率が低下し、コスト増を招くので、その下限は0.0001%とすることが好ましい。
【００２５】
残部はFeおよび不可避的不純物である。
【００２６】
2) 組織
フェライト相とベイナイト相の合計の組織全体に対する面積比率:40〜70%
フェライト相とベイナイト相は焼戻マルテンサイト相より軟質であり、El、伸びフランジ性および曲げ性の向上に寄与する。
【００２７】
目的とするEl、伸びフランジ性および曲げ性を得るには、フェライト相とベイナイト相の合計の組織全体に対する面積比率を40%以上にする必要がある。面積比率が40%に満たない場合、硬質な焼戻マルテンサイト相の面積比率が増加し、過度に高強度化し、目的とするEl、伸びフランジ性および曲げ性の確保が困難となる。一方、面積比率が70％を超えると、980MPa以上のTSの確保が困難となる。したがって、フェライト相とベイナイト相の合計の組織全体に対する面積比率は40〜70%とする。
【００２８】
焼戻マルテンサイト相の組織全体に対する面積比率:20〜40%
焼鈍後の冷却時に生成されるマルテンサイト相は過度に硬質であり、El、伸びフランジ性、曲げ性を低下させる。そのため、本発明では、100〜300℃の温度域で第三の熱処理を行い、焼戻マルテンサイト相により高強度化を図っている。980MPa以上のTSを確保するには、焼戻マルテンサイト相の組織全体に対する面積比率を20%以上にする必要がある。しかし、面積比率が40%を超えると過度に高強度化し、El、伸びフランジ性、曲げ性の低下を招く。したがって、焼戻マルテンサイト相の組織全体に対する面積比率は20〜40%とする。
【００２９】
残留オーステナイト相の量:2〜20%
残留オーステナイト相はElを向上させる効果があり、高El化するには2％以上の残留オーステナイト相を含有させることが必要である。しかし、残留オーステナイト相はC濃度が高く硬質であり、また歪を受けてマルテンサイト変態した部分が硬質化し、鋼板の均一な変形を阻害し、伸びフランジ性や曲げ性を低下させるため、その量は20％以下にする必要がある。したがって、残留オーステナイト量は2〜20％とする。
【００３０】
長軸が3μm以上の焼戻マルテンサイト相の個数:2.0×104個/mm2以下
フェライト相およびベイナイト相より硬質な焼戻マルテンサイト相が微細かつ均一に存在すると、加工時に鋼板は均一な変形が可能であり、優れた伸びフランジ性や曲げ性が得られる。しかし、長軸が3μm以上の粗大な焼戻マルテンサイト相の個数が2.0×104個/mm2を超えると均一な変形を阻害し、伸びフランジ性や曲げ性を低下させる。したがって、長軸が3μm以上の焼戻マルテンサイト相の個数は2.0×104個/mm2以下とする。
【００３１】
3) 製造方法
本発明の高降伏比高強度冷延鋼板は、上記組成を有する鋼スラブを、通常行われている条件で、加熱後、熱間圧延し、次いで酸洗後、冷間圧延して冷延板とし、850〜950℃の温度域に加熱後冷却する第一の熱処理を行い、次いで750〜850℃の温度域に加熱後冷却中の300〜500℃の温度域で過時効処理する第二の熱処理を行い、次いで100〜300℃の温度域に加熱する第三の熱処理を行って製造される。
【００３２】
第一の熱処理：850〜950℃の温度域に加熱後冷却
冷間圧延後の冷延板には、まず、第一の熱処理（焼鈍）が行われる。このとき、第一の熱処理の温度、すなわち焼鈍温度が850℃より低い場合は、焼鈍中の鋼中のC、Si、Mn、P元素の拡散が不十分であり、熱間圧延後に生成していたパーライト相、ベイナイト相、マルテンサイト相の影響を受けて、焼鈍後の鋼板において、C、Si、Mn、P濃度の不均一な組織分布が形成される。この不均一なC、Si、Mn、P濃度の不均一な組織分布は、その後の第二の熱処理および第三の熱処理においても解消されず、最終的に得られる組織が不均一組織となり、硬さや長軸の異なる焼戻マルテンサイト相が存在して、伸びフランジ性や曲げ性の低下を招く。一方、焼鈍温度が950℃を超えてオーステナイト単相の温度域まで加熱すると、C、Si、Mn、P濃度は均一になるが、オーステナイト粒径が過度に粗大化するため、最終的に得られる焼戻マルテンサイト相も粗大化し、伸びフランジ性や曲げ性の低下を招く。したがって、焼鈍温度は850〜950℃とする。
【００３３】
焼鈍後の冷却速度は、特に規定しないが、次に行う第二の熱処理後にフェライト相、ベイナイト相、マルテンサイト相、残留オーステナイト相をバランス良く得るために、10〜80℃/秒とすることが好ましい。また、冷却手段は、ガス冷却が好ましいが、特に規定する必要はなく、空冷、ミスト冷却、ロール冷却、水冷など、従来行われている冷却手段を用いて組み合わせて行うことが可能である。また、特に限定するものではないが、高生産性、冷却速度の制御のため、第一の熱処理は、連続焼鈍炉にて行うことが好ましい。
【００３４】
第二の熱処理：750〜850℃の温度域に加熱後冷却中の300〜500℃の温度域で過時効処理
第一の熱処理後（焼鈍後）の鋼板に、第二の熱処理を施す。このとき、第二の熱処理温度が750℃より低い場合は、熱処理中のフェライト相の面積比率が過度に多くなり、980MPa以上のTSの確保が困難となる。一方、第二の熱処理温度が850℃を超えると熱処理中のオーステナイト相の面積比率が増加し、冷却保持後の鋼板のフェライト相の面積比率が少なく、マルテンサイト相の面積比率が大きくなり、最終的に焼戻マルテンサイト相の面積比率が40%を超え、28%以上のElの確保が困難となる。したがって、第二の熱処理温度は750〜850℃、より好ましくは800〜850℃とする。
【００３５】
上記750〜850℃で熱処理した後、冷却中に300〜500℃で冷却を停止し該温度域に保持する過時効処理を行う。冷却停止温度が300℃未満の場合、残留オーステナイトの生成が抑制され、過度にマルテンサイト相が生成するため、最終的に得られる鋼板の強度が高くなりすぎ、Elの確保が困難となる。一方、500℃を超える場合、ベイナイト変態は遅延し、残留オーステナイト相の生成は抑制され、最終的に得られる鋼板において、優れたElを得ることが困難となる。フェライト相、ベイナイト相を主体とし、マルテンサイト相および残留オーステナイト相の存在比率を制御し、TS980MPa級以上の強度を確保するとともにEl、伸びフランジ性、および曲げ性をバランス良く得るに、冷却停止温度（過時効温度）は300〜500℃の範囲とする。
【００３６】
冷却停止後、オーステナイト相へのC濃化を進行させ、所望の残留オーステナイト量を得るため、該温度域に保持する過時効処理を行う。保持時間（過時効時間）は、100秒〜1000秒とすることが好ましい。保持時間が100秒未満では、所望の残留オーステナイト量を得ることが困難であり、1000秒を超えると、生産性が低下する。
【００３７】
上記時間保持後は、特に限定するものではないが、空冷、ガス冷却あるいは水冷などの常法により常温まで冷却すればよい。また、特に限定するものではないが、第二の熱処理は、高生産性、高精度ヒートサイクル制御のため、連続焼鈍炉にて行うことが好ましい。
【００３８】
第三の熱処理：100〜300℃の温度域に加熱
第二の熱処理後の鋼板には、第三の熱処理（再加熱熱処理）を施す。このとき、再加熱処理温度が100℃より低い場合は、マルテンサイト相の焼戻軟質化が不十分となり過度に硬質化し、伸びフランジ性および曲げ性が低下する。また、残留応力も除去されず、YRが65%未満と低くなる。一方、再加熱処理温度が300℃を超えるとマルテンサイト相が過度に焼戻軟化し、980MPa以上のTSを確保することが困難になるとともに、第二の熱処理により得られた残留オーステナイト相が分解し、最終的に所望の残留オーステナイト相が得られず、28%以上のElが得られなくなる。したがって、再加熱処理温度は100℃〜300℃の範囲とする。
【００３９】
処理時間は、マルテンサイト相を十分焼戻し、焼戻マルテンサイト相とし、65%以上のYRを得るためには1〜100分とすることが好ましい。
【００４０】
なお、再加熱処理後の冷却は、特に限定するものではないが、空冷あるいはガス冷却などの常法により常温まで冷却する。
【００４１】
また、再加熱処理の方法は上記条件を満たす方法であれば特に規定する必要はなく、箱焼鈍炉にて行ってもよいし、連続焼鈍炉にて行ってもよい。
【００４２】
上記のように、本発明では、通常行われている条件で、鋼スラブの製造から冷間圧延までは行われる。このとき、鋼スラブは、連続鋳造法や造塊法で製造できるが、偏析を軽減するために、連続鋳造法で製造することが好ましい。熱間圧延時の加熱温度は1100℃以上にすることが好ましい。スケール生成の抑制、燃料原単位の低減の観点からその上限温度は1300℃にすることが好ましい。熱間圧延はフェライト相やパーライト相などの層状組織を回避すべく、850℃以上の仕上温度で圧延を終了することが好ましい。スケール生成の抑制、結晶粒粗大化の抑制による組織の微細均一化の観点から仕上温度の上限は950℃にすることが好ましい。熱間圧延後の巻取温度は、冷間圧延性、表面性状の観点から450〜600℃にすることが好ましい。巻取り後の鋼板には、酸洗、冷間圧延を経て、上記の条件で第一の熱処理（焼鈍）、第二の熱処理および第三の熱処理（再加熱処理）が行われる。
【実施例】
【００４３】
表1に示す成分組成を有する鋼を溶製してスラブとし、1200℃に加熱後、仕上温度900℃で熱間圧延し、圧延後平均冷却速度50℃/秒で冷却し、巻取温度450℃で巻取り、引き続き塩酸酸洗し、冷間圧延後、表2に示す条件で焼鈍、第一の熱処理、第二の熱処理、第三の熱処理を行い、板厚1.6mmの冷延鋼板No.1〜14を製造した。なお、第一の熱処理、第二の熱処理は連続焼鈍炉にて行い、第三の熱処理は連続焼鈍炉または箱焼鈍炉にて行った。そして、得られた冷延鋼板について、下記の方法でフェライト相とベイナイト相の合計の面積比率、焼戻マルテンサイト相の面積比率、残留オーステナイト相の量および長軸が3μm以上の焼戻マルテンサイト相の個数を求めた。
【００４４】
ここで、フェライト相とベイナイト相の合計の組織全体に対する面積比率や焼戻マルテンサイト相の組織全体に対する面積比率は、以下のようにして求めた。すなわち、鋼板の圧延方向に沿った板厚断面の板厚1/4の位置を研磨し、3 mass %ピクラールと3 mass %ピロ亜硫酸ソーダの混合液でエッチング後、光学顕微鏡を用いて倍率1000倍で5視野観察し、画像解析により100μmm×100μmm四方の領域内に存在する各相の平均の占有面積率を求めた。ここで、3 mass %ピクラールと3 mass %ピロ亜硫酸ソーダの混合液でエッチングして黒色となった領域をフェライト相とベイナイト相とし、それ以外の領域を焼戻マルテンサイト相と残留オーステナイト相の合計面積比率とした。
【００４５】
残留オーステナイト相の量はMoのKα線を用いたX線回折法により、以下のようにして求めた。すなわち、鋼板の板厚1/4付近の圧延面に平行な面において、オーステナイト相の(211)および(220)面とフェライト相の(200)および(220)面のピーク強度比から残留オーステナイト相の体積率を算出し残留オーステナイト相の量とした。焼戻マルテンサイト相の面積比率は組織観察より求めた焼戻マルテンサイト相と残留オーステナイト相の合計面積比率とX線回折より求めた残留オーステナイト量の差分として求めた。3回目の熱処理温度が100℃未満の場合、SEM観察を行い、平滑な表面の場合、焼戻マルテンサイト相ではなく、マルテンサイト相と判定した。
【００４６】
長軸が3μm以上の焼戻マルテンサイト相は、上記のように、鋼板の圧延方向に沿った板厚断面の板厚1/4の位置を研磨し、3 mass%ピクラールと3 mass%ピロ亜硫酸ソーダの混合液でエッチング後、光学顕微鏡で倍率1000倍で観察し、画像解析により求めた50μm×50μm四方の領域内に存在する焼戻マルテンサイト相の結晶粒について、直径3μmの円を重ねあわせ、結晶が円内（円ふくまない）に納まり、円より小さい場合、長軸3μm未満の焼戻マルテンサイトとし、円を含むまたは円内に納まらない場合、長軸が3μm以上の焼戻マルテンサイト相とした。また、長軸が3μm以上の焼戻マルテンサイト相の個数は、長軸が3μm以上の焼戻マルテンサイト相の個数を求め、単位面積(1mm2)当たりに換算した値である。
【００４７】
また、以下の方法で引張特性、伸びフランジ性、曲げ性を調査し、材料特性を評価した。
【００４８】
引張特性：圧延方向と90°の方向を長手方向(引張方向)とするJISZ2201に準拠した5号試験片を用い、JISZ2241に準拠した引張試験を行った。そして、YS、TS、YR、El、TS×Elを求めた。
【００４９】
伸びフランジ性：日本鉄鋼連盟規格JFST1001に基づき、直径d0=10mmの穴を打抜き、60°の円錐ポンチを上昇させ穴拡げ試験を行い、亀裂が板厚貫通したところでポンチ上昇を止め、亀裂貫通後の打抜き穴径dを測定し、穴拡げ率λ(%)=[(d-d0)/d0]×100を算出した。試験は同一の鋼板について3回実施し、平均のλとTS×λを求めた。
【００５０】
曲げ性：下記のように、JISZ2204に準拠した3号試験片を用い、JISZ2248に準拠した曲げ角度90°のVブロック法による曲げ試験を行った。なお、同一番号の鋼板について３枚の曲げ試験片を用意し、各々の試験片について曲げ試験を行い、曲げ先端の割れが３枚とも観察されない場合を割れ無し、１枚でも観察された場合を割れ有りとして評価した。曲げ評価方法の詳細は以下のとおりである。すなわち、曲げ部の稜線と圧延方向が平行になるように40mm×150mm(サンプルの長手が圧延直角方向)のサンプルを採取し、先端曲げR=2.0mmの金型を用いて、下死点での決め押し荷重3トン（3000kgf）で90°V曲げの試験を行い、曲げ先端における割れの有無を目視判定した。
【００５１】
結果を表3に示す。
【００５２】
本発明例は、980MPa以上のTS、28%以上のEl、65%以上のYRを有し、かつTS×λが20000MPa・%以上で伸びフランジ性に優れるとともに、曲げ先端の割れも無く曲げ性にも優れていることがわかる。
【００５３】
【表１】
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【００５４】
【表２】
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【００５５】
【表３】
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