(57)【要約】【課題】特に、980MPa以上の引張強さを達成するとともに、伸びおよび伸びフランジ特性で表される成形性に優れ、さらに曲げ加工性にも優れる自動車部品の成形に適した、超高強度鋼板およびその製造方法を提供する。【解決手段】Ｃ：0.12〜0.15mass％、Si：1.0〜1.5mass％、Mn：2.0〜2.5mass％、Ｎ：0.002〜0.01mass％、Ｐ：0.04mass％以下、Ｓ：0.005mass％以下およびAl：0.05mass％以下を含有し、残部はFe及び不可避的不純物の組成からなり、フェライト相と低温変態生成相の複合組織からなり、上記フェライト相の平均結晶粒径が７μｍ以下であり、上記低温変態生成相の体積分率が40〜60％であり、かつ、フェライト相のビッカース硬さHV(F)と低温変態生成相のビッカース硬さHV(M)が、HV（M）−HV（F）≦350の関係を満足することを特徴とする。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：0.12〜0.15mass％、
Si：1.0〜1.5mass％、
Mn：2.0〜2.5mass％、
Ｎ：0.002〜0.01mass％、
Ｐ：0.04mass％以下、
Ｓ：0.005mass％以下および
Al：0.05mass％以下
を含有し、残部はFe及び不可避的不純物の組成からなり、フェライト相と低温変態生成相の複合組織からなり、上記フェライト相の平均結晶粒径が７μｍ以下であり、上記低温変態生成相の体積分率が40〜60％であり、かつ、フェライト相のビッカース硬さHV(F)と低温変態生成相のビッカース硬さHV(M)が、HV（M）−HV（F）≦350の関係を満足することを特徴とする成形性および曲げ加工性に優れる超高強度鋼板。
【請求項２】
Ｃ：0.12〜0.15mass％、
Si：1.0〜1.5mass％、
Mn：2.0〜2.5mass％、
Ｎ：0.002〜0.01mass％、
Ｐ：0.04mass％以下、
Ｓ：0.005mass％以下および
Al：0.05mass％以下
を含有し、残部はFe及び不可避的不純物の組成からなる鋼素材を、熱間圧延後に酸洗し、さらに必要に応じて冷間圧延した後、Ac1変態点以上850℃以下の温度域で均熱してから、急冷開始温度から少なくとも200℃の温度まで100℃／s以上の冷却速度で急冷する焼入れ処理を施し、その後、急冷停止温度から少なくとも100℃上昇させるまで20℃／s以上の昇温速度で加熱し、300〜500℃で均熱してから冷却する焼もどし処理を施し、その後、調質圧延することを特徴とする成形性および曲げ加工性に優れる超高強度鋼板の製造方法。
【請求項３】
焼戻し処理における加熱は、誘導加熱方式により行うことを特徴とする請求項２に記載の成形性および曲げ加工性に優れる超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、主として、成形されたのち自動車用の構造部品などに用いて好適な引張強さTSが980MPa以上であり、伸びおよび伸びフランジ特性で表される成形性、および曲げ加工性に優れる超高強度鋼板およびその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
近年、自動車の安全性向上及び軽量化に対する社会的要請が厳しくなるのに伴い、自動車構造用部材には、従来の軟鋼板及び引張強さTSが390〜440MPaクラスの高強度冷延鋼板に代えて、引張強さTSが980MPa以上の超高強度鋼板が急速に使用されるようになりつつある。また、自動車構造用部材に使用される鋼板には、伸び特性、伸びフランジ特性、曲げ加工性などの材料特性が求められる。
【０００３】
一般に、このような超高強度冷延鋼板は、その金属組織形態がマルテンサイト相やベイナイト相のような比較的硬質な低温変態生成相で構成される、いわゆる組織強化型の高強度鋼板である。このような比較的硬質な低温変態生成相を強化機構に活用した高強度鋼板としては、軟質なフェライト地に比較的硬質な低温変態生成相を分散させて、強度と加工性を同時に高めた、いわゆる複合組織鋼板があり、かかる複合組織鋼板は、近年の連続焼鈍技術の普及と進歩に伴なって、伸び及び伸びフランジ特性に優れる高強度冷延鋼板が、広く利用されるに至っている。
【０００４】
なかでも、水焼入れ装置を有する連続焼鈍設備は、冷却速度を極めて大きくすることが可能であるため、合金元素添加量の低減や低温変態生成相の制御、ついては、製品性能においても特性の優れた鋼板を製造することが可能である。
【０００５】
高強度冷延鋼板に関する技術としては、例えば、特許文献１および特許文献２に、引張強度980MPa以上の鋼板が開示されているが、かかる鋼板は、十分な加工性を有するものであるとは言い難い。また、特許文献３には、局部延性に優れた高強度冷延鋼板の製造法が開示されており、かかる鋼板は、良好な伸び特性を示すものの、十分な伸びフランジ特性が得られていない。さらに、特許文献４には、伸びフランジ特性に優れた鋼板について開示されているが、かかる鋼板は、引張強度が780MPaに満たないレベルのものである。
【０００６】
一般に、強度と加工性は相反する関係を有しており、現状では、引張強さが980MPa以上でかつ成形性および曲げ加工性にも優れる超高強度鋼板を開示した公知文献は見当たらない。
【特許文献１】特開平3−277742号公報
【特許文献２】特開平4−236741号公報
【特許文献３】特公平7−59726号公報
【特許文献４】特開平4−350号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
本発明の目的は、このような従来技術の問題を解決するための新規な冷延鋼板およびその製造方法を提案するものであり、より具体的には、980MPa以上の引張強さを達成するとともに、伸びおよび伸びフランジ特性で表される成形性に優れ、さらに曲げ加工性にも優れる自動車部品の成形に適した、超高強度鋼板とその製造方法を提案することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
発明者らは、上記の目的を達成すべく、鋼成分、製造条件、金属組織などの面から鋭意実験を行い検討を重ねた。その結果、一般的に相反する特性とされる、伸び特性と伸びフランジ特性を共に高い特性レベルに維持して、超高強度を得るためには、成分を最適化し、製造条件を適正範囲に制御して、フェライト粒径、低温変態生成相の分率および硬さを最適化することにより、強度レベルを低下させることなく、局所的な変形能の差を解消しマクロ的に均一変形させることができる結果、上記目的が達成されることを知見した。
【０００９】
さらに、このような組織形態を得るためには、水焼入れ過程で、大きな冷却速度で鋼板内部に歪を均一に発生させ、続く再加熱帯での昇温速度を大きくして、内部の歪を均一に開放していくことが必要で、急速加熱を行わないで再加熱帯で昇温して長時間保持する従来の熱処理より優れた特性が、容易に安定して得られることが判明した。
【００１０】
本発明はこのような知見に基づいて完成されたものであり、その要旨とするところは次のとおりである。
（１）
Ｃ：0.12〜0.15mass％、
Si：1.0〜1.5mass％、
Mn：2.0〜2.5mass％、
Ｎ：0.002〜0.01mass％、
Ｐ：0.04mass％以下、
Ｓ：0.005mass％以下および
Al：0.05mass％以下
を含有し、残部はFe及び不可避的不純物の組成からなり、フェライト相と低温変態生成相の複合組織からなり、上記フェライト相の平均結晶粒径が７μｍ以下であり、上記低温変態生成相の体積分率が40〜60％であり、かつ、フェライト相のビッカース硬さHV(F)と低温変態生成相のビッカース硬さHV(M)が、HV（M）−HV（F）≦350の関係を満足することを特徴とする成形性および曲げ加工性に優れる超高強度鋼板。
【００１１】
（２）Ｃ：0.12〜0.15mass％、
Si：1.0〜1.5mass％、
Mn：2.0〜2.5mass％、
Ｎ：0.002〜0.01mass％、
Ｐ：0.04mass％以下、
Ｓ：0.005mass％以下および
Al：0.05mass％以下
を含有し、残部はFe及び不可避的不純物の組成からなる鋼素材を、熱間圧延後に酸洗し、さらに必要に応じて冷間圧延した後、Ac1変態点以上850℃以下の温度域で均熱してから、急冷開始温度から少なくとも200℃の温度まで100℃／s以上の冷却速度で急冷する焼入れ処理を施し、その後、急冷停止温度から少なくとも100℃上昇させるまで20℃／s以上の昇温速度で加熱し、300〜500℃で均熱してから冷却する焼もどし処理を施し、その後、調質圧延することを特徴とする成形性および曲げ加工性に優れる超高強度鋼板の製造方法。
【００１２】
（３）焼戻し処理における加熱は、誘導加熱方式により行うことを特徴とする上記（２）に記載の成形性および曲げ加工性に優れる超高強度鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００１３】
本発明によると、伸び特性と伸びフランジ特性で表される成形性に優れ、さらに曲げ特性にも良好な超高強度鋼板が製造可能となる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１４】
本発明における超高強度鋼板の鋼成分を限定した理由について、以下で説明する。
・Ｃ：0.12〜0.15mass％
Ｃは、低温変態相を利用して鋼を強化するためには必要不可欠な元素である。Ｃ含有量は、980MPa以上の引張強さと40％以上の低温変態生成相の双方を得るため、0.12mass％以上であることが必要である。一方、Ｃ含有量が0.15mass％を超えると、溶接性が著しく劣化するとともに、オーステナイト中のＣ濃度が高くなって低温変態生成相の硬さが高くなりすぎ、伸びフランジ特性が低下し、加えて、低温変態生成相の体積分率が60％超えとなって、伸びが低下する。従って、Ｃ含有量は0.12〜0.15mass％の範囲とした。
【００１５】
・Si：1.0〜1.5mass％
Siは、強度向上に寄与する元素であるとともに、焼鈍中のフェライト相とオーステナイト相の２相分離を促進して、適切な低温変態生成相を得るには、必要不可欠な元素である。上記効果はSi含有量が1.0mass％未満では発揮されない。一方、Siを1.5mass％を超えて含有させると、連続焼鈍中にSiが表面に濃化し、雰囲気中に存在する微量の水蒸気と反応して、表面でSi系の酸化物を形成し、塗装の前処理として行なう化成処理性を著しく劣化させ、塗装との密着性が著しく低下する。従って、Si含有量は1.0〜1.5mass％の範囲とした。
【００１６】
・Mn：2.0〜2.5mass％
Mnは、フェライト変態を抑制し、低温変態生成相を得るために重要な役割を担っている元素である。また、Mnは、Ar３変態点を低下させ、結晶粒の繊細化に寄与し、同一強度での伸び特性と伸びフランジ特性の特性バランスを高める作用を有する。Mn含有量は、安定的に低温変態生成相を得ることで引張強さTSを確保する観点から、2.0mass％以上であることが必要である。一方、Mn含有量が2.5mass％を超えると、軟質なフェライト相の生成が過度に抑制され、強度特性（特に引張強さTS）と延性（特に伸び特性と伸びフランジ特性）の特性ハランスが低下する。また、Mn含有量は、低温変態生成相の体積分率を40〜60％の範囲に制御する観点からも2.0〜2.5mass％の範囲にする必要がある。従って、Mn含有量は2.0〜2.5mass％の範囲とした。
【００１７】
・Ｎ：0.002〜0.01mass％
Ｎは、Ｃと同様に鋼の強化と低温変態生成相の形成に寄与する元素である。また、フェライト中にも一部固溶して、フェライト相の硬さHV（F）と低温変態生成相HV（M）の硬さの差HV（M）−HV（F）を制御する上でも有効な元素である。上記効果は、0.002mass％以上のＮの含有により発現する。また、Ｎ含有量を0．002mass％未満にすることは、生産性の低下やコストアップを招くことになるので、Ｎ含有量の下限を0.002mass％とした。さらに、Ｎは、AlＮとして鋼中に存在するため、多量のＮ含有は、加工性を低下させるとともに、スポット溶接性の低下や表面性状の劣化を招くため、Ｎ含有量の上限を0.01mass％とした。
【００１８】
そして、本発明では、上記した成分以外の残部は実質的に鉄および不可避的不純物の組成である。なお、上記以外の元素を本発明の効果に影響を及ぼさない範囲で微量含有することは許容される。
【００１９】
・Ｐ：0.04mass％以下
Ｐは、固溶強化能が高く、強度上昇に寄与する元素であるが、Ｐ含有量が0.04mass％を超えると、鋳造時の凝固偏析が著しくなり、内部割れや加工性低下が生じやすくなる。このため、Ｐ含有量は0.04mass％以下にすることが好ましい。
【００２０】
・Ｓ：0.005mass％以下
Ｓは、伸びフランジの応力集中源となるため、Ｓ含有量を0.005mass％以下にすることが好ましい。
【００２１】
・Al：0.05mass％以下
Alは、脱酸性や炭化物形成に有効な元素であるが、0.05mass％を超えるAlの含有は、効果が飽和するだけでなく、加工性劣化や表面性状の低下を招くおそれがある。このため、Al含有量は0.05mass％にすることが好ましい。
【００２２】
次に、鋼組織の限定理由について説明する。
・フェライト相の平均結晶粒径：７μｍ以下
フェライト相の平均結晶粒径を７μｍ以下にしてフェライト結晶粒を微細にすることにより、引張強さTSを低下させずに伸び及び伸びフランジ特性の向上が可能であること、また、フェライト結晶粒の微細化により、鋼板組織の均一化が進むため、伸びフランジ成形でのフェライト相と低温相との界面での亀裂の進展が抑制される結果として、高い伸びフランジ特性の達成が可能である。フェライト相の平均結晶粒径が7μｍを超えると、上記効果の発現が認められなくなる。従って、フェライト相の平均結晶粒径は7μｍ以下とした。
【００２３】
・低温変態生成相の体積分率：40〜60％
強度一定（例えば、TS＝980MPa）のもとで、低温変態生成相の体積分率を増加させると、伸びは減少して伸び特性が低下する傾向にあるのに対し、伸びフランジ特性は向上する傾向にある。かかる傾向は、以下に起因するものであると考えられる。すなわち、低温変態生成相の生成量の増加とともに、低温変態生成相でのＣ濃度が減少し、フェライト相と低温変態生成相との硬さの差HV（M）−HV（F）が小さくなり、伸びフランジ成形でのフェライト相と低温相との界面での亀裂の発生が抑制されため、伸びフランジ特性は向上する。しかしながら、フェライト相の加工硬化能は低下するため、伸び特性は低下する。
【００２４】
一方、低温変態生成相が減少すると、低温変態生成相中のＣ濃度が増加し、フェライト相と低温変態生成相との硬さの差HV（M）−HV（F）が大きくなり、伸びフランジ成形での相界面での亀裂発生が促進されるため、伸びフランジ特性は低下する。しかしながら、フェライト相の加工硬化能は増加するため、伸び特性は向上する。
【００２５】
本発明者らは、低温変態生成相の体積分率を40〜60％の範囲に制御することで、従来の技術には無い極めて良好な、伸びと伸びフランジ特性の両立するところがあることを見出した。上述のごとく、低温変態生成相の体積分率は、40％より少ないと伸び特性はさらに向上するが、伸びフランジ特性は著しく低下し、また、60％を超えると伸びフランジ特性は向上するが、伸び特性が著しく低下する。従って、本発明では、低温変態生成相の体積分率を40〜60％の範囲とした。
【００２６】
尚、ここでいう「低温変態生成相」とは、具体的には、焼戻しマルテンサイト相を意味する。
【００２７】
・フェライト相のビッカース硬さHV(F)と低温変態生成相のビッカース硬さHV（M）が、HV（M）−HV（F）≦350の関係を満足すること
フェライト相のビッカース硬さHV(F)と低温変態生成相のビッカース硬さHV(M)の差HV（M）−HV（F）が350を超えると、均一な組織ではなく、フェライト相のような軟質相中に低温変態生成相のような硬質相が局所的に存在することになり、ひずみ導入時に変形能が異なり不均一な変形となるため成形性が低下する。すなわち、ひずみの導入によりフェライト相は変形するが、焼戻しマルテンサイト相のような低温変態生成相は変形しにくくなるため、低温変態生成相の界面でボイドが容易に発生すること、また、伸びフランジ成形中に界面において亀裂の進展が容易に起こるため、伸びフランジ特性は低下する。従って、フェライト相のビッカース硬さHV(F)と低温変態生成相のビッカース硬さHV（M）の差HV（M）−HV（F）を350以下とした。
【００２８】
次に、本発明に従う超高強度鋼板の製造方法における製造条件の限定理由ついて以下で説明する。尚、かかる製造方法で用いる鋼素材の成分を限定した理由については、上述した超高強度鋼板の鋼成分の限定理由と実質的に同様であるので、説明を省略する。
【００２９】
まず、上記成分に調整した鋼素材である鋼スラブを加熱した後、熱間圧延を行う。スラブ加熱温度は1150〜1300℃の範囲であれば良い。熱間圧延条件はとくに規定しないが、熱延仕上げ温度がAr３変態点を下回ったり、熱間圧延終了後の冷却速度が５℃／s以下と緩冷却であるなど、熱延板粒径が著しく大きくならなければ、とくに問題は生じない。逆に、熱間圧延終了後、１秒以内に100〜300℃／sといった急冷却を活用したり、これにさらに熱間仕上げ圧延での大圧下の適用を組み合わせるなど、熱延板粒径を小さくする行為に関しては、本発明の効果を阻害しない。巻取り温度は、400〜650℃の条件であれば本発明の効果に影響を及ぼさない。
【００３０】
以上のような条件下で製造された熱延鋼帯は、酸洗後、あるいはさらに冷間圧延後、続く連続焼鈍ラインにおいて、所望のオーステナイト相の体積分率を得るため、Ac１変態点以上850℃以下の温度域にて均熱して、オーステナイト相の体積分率を調整するため、所望の急冷開始温度まで緩冷却してから、少なくとも200℃の温度まで100℃／s以上の冷却速度で急冷する焼入れ処理を施す。ここで、均熱温度を850℃以下と限定したのは、フェライト及び初期オーステナイトの粒径の粗大化を抑制するためであって、850℃を超えると、均熱時の粒径が粗大になって、最終組織のフェライト相の平均結晶粒径を7μｍ以下に調整することが出来ないためである。また、均熱温度をAc１変態点以上と限定したのは、オーステナイト相を生成させるためである。
【００３１】
急冷開始温度からの冷却速度は、マルテンサイト相やベイナイト相といった低温変態生成相を得るためには、ある一定速度以上が必要であるが、上述したとおり、本発明で主眼とする形状改善の効果についても重要なポイントとなる。ここでは、できるだけ均一な変態歪と熱歪を鋼板内部に導入することが必要であり、このためには100℃／s以上の冷却速度が必要となる。もちろん高強度化が必要であるので、少なくとも200℃まで急冷することが必要である。急冷停止温度が200℃よりも高い場合には、硬質のマルテンサイト相が得られないからである。尚、冷却速度については、とくに300℃／s以上にすれば、歪の導入が顕著になり組織が徹細かつ均一に分散することになり、効果が大きくなるため好ましい。加えて、噴流水中での冷却は、均一でかつ急速な冷却を可能とし、本発明の効果がより効率的に得られる点で好ましい。
【００３２】
急冷後は、急冷停止温度から少なくとも100℃上昇させるまで20℃／s以上の昇温速度で加熱し、300〜500℃で均熱してから冷却する焼もどし処理を施す。この焼もどし処理は、100℃／s以上の急冷により生成した低温変態生成相中の炭化物を粗大化させて、軟質化し、フェライト相と低温変態生成相との硬さの差HV（M）−HV（F）を350以下にするとともに、鋼板内部に均一に蓄えられた歪を、均一に解放して形状を改善させるために行なう。急冷停止温度から少なくとも100℃上昇させるのは、これ未満だと低温変態生成相の軟質化は不十分であり、また、その後の昇温速度を20℃／s以上とするのは、20℃／ｓ未満だと、炭化物の粗大化と軟質化が不十分となり、また歪の解放が不均一となり形状が不良となるからである。焼もどし温度は、炭化物の粗大化とそれに伴なう低温変態生成相が軟質化する点から300℃以上とする。しかしながら、焼もどし温度が500℃を超えると、強度低下が著しく、所望の強度が得られなくなる。従って、焼もどし温度は300〜500℃とする。なお、300〜500℃での均熱後の冷却については、特に限定はしない。
【００３３】
また、急冷後の焼もどし処理における加熱は、誘導加熱方式により実施すると、雰囲気加熱に比べて、Ｃ拡散の著しい増加により、炭化物の粗大化がより促進されるため、低温変態生成相の軟質化の観点からより好ましい。
【００３４】
調質圧延は、伸び率で0.1〜１％で行なうのが好ましい。
【００３５】
その他の製造条件については、とくに言及していないが、造塊あるいは連続鋳造によるスラブ製造法や、熱間圧延での粗熱延バー接続による連続熱間圧延、また、熱間圧延過程でのインダクションヒーターを利用した200℃以内の昇温などは、本発明の効果に対して影響を及ばさない。
【００３６】
上述したところは、この発明の実施形態の一例を示したにすぎず、請求の範囲において種々の変更を加えることができる。
【実施例】
【００３７】
以下、実施例について記述する。
まず、表１に示す成分組成を有する、本発明鋼Ａ〜Ｃと比較鋼Ｄ〜Ｉを転炉で出鋼し、連続鋳造により鋼スラブとした。これらの鋼スラブを1250℃で加熱した後、仕上げ温度870℃で熱間圧延して600℃で巻き取って熱延鋼帯とした。続いて、酸洗し、あるいはさらに冷間圧延を行って、焼鈍原板を準備した。なお、焼鈍原板の幅は、いずれの実施例においても1000ｍｍで、熱延板（酸洗板）の板厚は1.8〜2.0ｍｍ、冷延板の板厚は1.0〜1.4ｍｍであった。続いて、連続焼鈍ラインにて、表２に示す条件で熱処理を行った。熱処理後に酸洗し、その後、調質圧延を行い、供試鋼板を得た。また、作製した各供試鋼板中の成分を分析したところ、表１に示す鋼スラブ中の成分と実質的に差がなかった。各供試鋼板の、フェライト相の平均結晶粒径（μｍ）、低温変態生成相の体積分率（％）、およびフェライト相と低温変態生成相との硬さの差HV（M）−HV（F）については表２に示す。また、各供試鋼板の特性を評価した結果も併せて表２に示す。尚、フェライト相の平均結晶粒径、低温変態生成相の体積分率、およびフェライト相と低温変態生成相の硬さの測定方法、ならびに、特性評価を行なうための試験方法については以下に示す。
【００３８】
（測定方法）
（ｉ）フェライト相の平均結晶粒径
フェライト相の平均結晶粒径は、板厚中心付近での添加元素の偏析による特異な組織の形成部分を避けるため、測定位置を、板厚中心位置と板厚表面位置とを板厚方向に結ぶ線分の中点位置に相当する1／4面位置近傍とし、3000倍のSEM像を基に画像解析にてフェライト相の面積および、フェライト相の個数を導出し求積法にて算出した、n＝3単純平均の値である。
【００３９】
（ｉｉ）低温変態生成相の体積分率
低温変態生成相の体積分率は、測定位置を、前記板厚1／4面位置近傍とし、5000倍のSEM像を基に画像解析にて２階調化、面積率を求め、n＝5で単純平均して算出した。
【００４０】
（ｉｉｉ）フェライト相と低温変態生成相の硬さの差
フェライト相と低温変態生成相の硬さの差HV（M）−HV（F）は、フェライト相と低温変態生成相の硬さを、測定位置は板厚1／4面位置近傍、ビッカース硬さ計を用いてそれぞれ求め、荷重3gのときの硬さHV0.003の値をn＝5で単純平均して算出した。
【００４１】
（試験方法）
（Ｉ）引張特性
引張特性（降伏応力YS、引張強さTS、伸びEl）は、JIS Z 2201に規定される５号試験片を用い、JIS Z 2241に規定される引張試験方法に基づいて評価した。
【００４２】
（ＩＩ）伸びフランジ特性
伸びフランジ特性は、穴拡げ率λにより評価した。穴拡げ率λは、日本鉄鋼連盟規格JFST1001に基づき、初期直径do＝10ｍｍの穴を打抜き、60°の円錐ポンチを上昇させて穴を拡げた際に、亀裂が板の板厚方向に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（％）＝（（d−do）／do）×100として算出した。尚、伸びフランジ特性は、穴拡げ率λが大きいほど優れていることを示す。
【００４３】
（ＩＩＩ）曲げ加工性
曲げ加工性は、JIS Z 2204に規定される３号試験片を用い、JIS Z 2248に規定される曲げ試験方法に基づき、Ｌ方向限界曲げ半径を測定し、この測定値から評価した。尚、曲げ加工性は、Ｌ方向限界曲げ半径の数値が小さいほど優れていることを示す。
【００４４】
【表１】
2005171321.tif 000002
【００４５】
【表２】
2005171321.tif 000003
2005171321.tif 000004
【００４６】
表２に示す評価結果から、本発明例は、引張強さTSが980MPa以上であり、伸びおよび伸びフランジ特性に優れ、さらに曲げ加工性にも優れている。一方、比較例は、引張強さTSについては980MPa以上であるものの、伸び、伸びフランジ特性および曲げ加工性のいずれかの特性が劣っている。
【産業上の利用可能性】
【００４７】
本発明によると、980MPa以上の引張強さを達成するとともに、伸びおよび伸びフランジ特性で表される成形性に優れ、さらに曲げ加工性にも優れる自動車部品の成形に適した、超高強度鋼板の製造が可能になる。