(57)【要約】      （修正有）【課題】引張強度が１１８０ＭＰａ以上で、伸びが３２％以上を確保しうる、強度−延性バランスに優れた自動車用薄鋼板に用いる高強度高延性鋼板の提供。【解決手段】成分組成が、質量％で、Ｃ：０．１０〜０．３０％、Ｓｉ：１．０〜３．０％、Ｍｎ：４．０〜７．０％であり、残部が鉄および不可避的不純物からなり、鋼組織が、残留オーステナイトが面積率で４０％以上、フェライトが面積率で５％以下であり、残部がベイナイト、マルテンサイト、焼戻しベイナイト、および焼戻しマルテンサイトからなるとともに、ＥＢＳＤによるＩＱ値が５０００以下の領域が面積率で２５％以上、同ＩＱ値が６０００以上の領域が面積率で３０％以上であり、さらに、前記残留オーステナイト中のＭｎ濃度が鋼板全体のＭｎ含有量の１．５倍以上である高強度高延性鋼板。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
成分組成が、質量％で、
Ｃ：０．１０〜０．３０％、
Ｓｉ：１．０〜３．０％、
Ｍｎ：４．０〜７．０％
であり、残部が鉄および不可避的不純物からなり、
鋼組織が、
残留オーステナイトが面積率で４０％以上、
フェライトが面積率で５％以下
であり、残部がベイナイト、マルテンサイト、焼戻しベイナイト、および焼戻しマルテンサイトからなるとともに、
ＥＢＳＤによるＩＱ値が５０００以下の領域が面積率で２５％以上、
同ＩＱ値が６０００以上の領域が面積率で３０％以上であり、
さらに、前記残留オーステナイト中のＭｎ濃度が鋼板全体のＭｎ含有量の１．５倍以上である
ことを特徴とする高強度高延性鋼板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動用薄鋼板などとして有用な高強度高延性鋼板に関し、詳しくは、Ｍｎを５質量％程度含有する中Ｍｎ鋼からなる鋼板の強度・延性バランス向上技術に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
例えば自動車の骨格部品などに使用される鋼板には、衝突安全性や車体軽量化による燃費軽減などを目的としてさらなる高強度が求められるとともに、形状の複雑な骨格部品に加工するために優れた成形加工性も要求される。このため、具体的な機械的特性（以下、単に「特性」ともいう。）として、引張強度（ＴＳ）が１１８０ＭＰａ以上で、伸び（ＥＬ）が３２％以上を確保しうる鋼板の開発が要望されている。
【０００３】
上記要望に答えるべく、鋼板材料として種々の材料が提案されているが、近年、強度・延性バランスに優れる、Ｍｎ含有量が４〜１０質量％程度の中Ｍｎ鋼が注目されてきている。
【０００４】
たとえば、特許文献１には、重量％で、Ｍｎ：４．０〜７．０％、Ａｌ：０．５〜２．０％を含む成分組成の鋼スラブを熱間圧延し、５５０〜６５０℃で巻取りした後、冷間圧延し、２相域温度で焼鈍することで得られた、マルテンサイト：４０〜５０％、残留オーステナイト：２０〜４０％、残部フェライトからなる鋼組織を有する高強度冷延鋼板が開示されている。この高強度冷延鋼板は、Ａｌを所定量含有させることで、遅れ破壊を防止できるとするものであるが、引張強度１２００ＭＰａで伸び３０％程度までの特性しか得られておらず、上記要望レベルを満足させるには至っていない。
【０００５】
また、特許文献２には、Ｍｎ：３．５〜１０．０質量％を含む成分組成の鋼スラブを熱間圧延し、２相域温度の低温域で巻取りした後、冷間圧延し、２相域温度で焼鈍することで得られた、面積率で、３０％以上のフェライトと１０％以上の残留オーステナイトを含有する鋼組織を有する高強度鋼板が開示されている。この高強度鋼板は、フェライトと残留オーステナイトを所要量ずつ併存させることで、延性が確保され、所定の強度−延性バランスが得られるとするものであるが、上記要望レベルの強度−延性バランスを満足させるには至っていない。
【０００６】
また、特許文献３には、Ｍｎ：３．５〜１０質量％を含む成分組成での鋼スラブを熱間圧延し、５００〜６００℃で巻取りした後、冷間圧延し、３００〜６００℃までの１次加熱を平均昇温速度１〜５０℃／ｓと急速加熱し、６００℃から焼鈍温度までの２次加熱を平均昇温速度０．１〜１０℃／ｓとして、焼鈍温度：６５０〜７５０℃まで加熱することで、体積率で、３０〜７０％のフェライト相と１０％以上の残留オーステナイト相を含み、該残留オーステナイト相の平均間隔が１．５μｍ以下である組織を有する高強度薄鋼板が開示されている。この高強度薄鋼板は、衝突エネルギー吸収能に優れるとするものの、フェライトが相当量含まれるために強度−延性バランスが不十分であると想定される。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特開２０１１−５２３４４２号公報
【特許文献２】特開２０１３−０７６１６２号公報
【特許文献３】特開２０１２−２５１２３９号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
そこで本発明の目的は、引張強度が１１８０ＭＰａ以上で、伸びが３２％以上を確保しうる、強度−延性バランスに優れた高強度高延性鋼板を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
本発明の第１発明に係る高強度高延性鋼板は、
成分組成が、質量％で、
Ｃ：０．１０〜０．３０％、
Ｓｉ：１．０〜３．０％、
Ｍｎ：４．０〜７．０％
であり、残部が鉄および不可避的不純物からなり、
鋼組織が、
残留オーステナイトが面積率で４０％以上、
フェライトが面積率で５％以下
であり、残部がベイナイト、マルテンサイト、焼戻しベイナイト、および焼戻しマルテンサイトからなるとともに、
ＥＢＳＤによるＩＱ値が５０００以下の領域が面積率で２５％以上、
同ＩＱ値が６０００以上の領域が面積率で３０％以上であり、
さらに、前記残留オーステナイト中のＭｎ濃度が鋼板全体のＭｎ含有量の１．５倍以上である
ことを特徴とする。
【発明の効果】
【００１０】
本発明によれば、中Ｍｎ鋼からなる鋼板において、ＥＢＳＤによるＩＱ値の低い領域と高い領域の各割合を制御することで、鋼組織中にベイナイト（焼戻しベイナイトを含む）とマルテンサイト（焼戻しマルテンサイトを含む）を混合して導入しつつ、残留オーステナイト中へのＭｎの濃化度を高めることで、引張強度が１１８０ＭＰａ以上で、伸びが３２％以上を確保しうる、強度−延性バランスに優れた高強度高延性鋼板を提供できるようになった。
【発明を実施するための形態】
【００１１】
本発明者らは、上記課題を解決するために、中Ｍｎ鋼からなる鋼板において、その機械的特性として、引張強度が１１８０ＭＰａ以上で、伸びが３２％以上を確保しうる方策について種々検討を重ねてきた。その結果、以下の思考研究により、上記所望の特性を確保しうることに想到した。
【００１２】
すなわち、鋼はＭｎ含有量を増加させることで、焼鈍時に２相域加熱を行うことにより組織中に残留オーステナイトを多量に確保できることは周知の技術的事項である。
【００１３】
一方、母相（マトリックス）の組織制御としては、上記背景技術で挙げた従来技術のように、フェライト相の導入が主体となっているが、フェライト相を導入すると、延性は向上するものの鋼板の強度が低下し、強度−延性バランスを向上させることが難しい。また、焼鈍前の組織をマルテンサイト単相として、これを２相域加熱した場合も、中Ｍｎ鋼では、焼鈍温度を低くせざるを得ないため、母相のマルテンサイトの焼戻しによる延性改善効果が期待できず、鋼板の延性が十分に確保できない。
【００１４】
そのため、強度を十分に確保しつつ、延性を向上させるためには、母相の延性を高めつつ、残留オーステナイトの延性を十分に高めることが有効であると考えられる。そして、強度を確保しつつ延性を高める手段としては、母相にラス状の硬質組織を導入しつつ、強度の高いマルテンサイトと、マルテンサイトより強度はやや低いが延性の高いベイナイトを混合して導入することが有効である。
【００１５】
ただし、ベイナイトとマルテンサイトは、焼戻し後のものも含めて、それらの組織はいずれもラス状であるため、顕微鏡観察での判別が難しい。
【００１６】
そこで、ベイナイトおよび焼戻しベイナイトは、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトに比べ、転位の含有量が少ないので、それらの判別手段として、ＥＢＳＤ−ＩＱ法を用いることとした。そして、低ＩＱ値の領域をマルテンサイトまたは焼戻しマルテンサイトとみなす一方、高ＩＱ値の領域をベイナイトまたは焼戻しベイナイトとみなし、それら低ＩＱ値の領域と高ＩＱ値の領域の各割合がそれぞれ一定値以上必要とした。
【００１７】
また、残留オーステナイトの延性向上効果を発揮させるためには、残留オーステナイトの安定性向上が有効であることから、残留オーステナイト中へのＭｎの濃化度を高めることで残留オーステナイトを安定化させ、その延性向上効果を高めることとした。
【００１８】
本発明者らは、上記知見に基づいてさらに検討を進めた結果、本発明を完成するに至った。
【００１９】
以下、まず、本発明に係る高強度高延性鋼板（以下、「本発明鋼板」ともいう。）を構成する成分組成について説明する。以下、化学成分の単位はすべて質量％である。また、各成分の「含有量」を単に「量」と記載することもある。
【００２０】
〔本発明鋼板の成分組成〕
Ｃ：０．１０〜０．３０％
Ｃは、残留オーステナイトの量に寄与することで、強度と延性を確保するために必須の元素である。またＣは、熱間圧延後の巻取り温度での保持中におけるベイナイト変態に寄与し、低ＩＱ領域の面積率と高ＩＱ領域の面積率を上昇させることで、延性に寄与する。このような作用を有効に発揮させるためには、Ｃを０．１０％以上、好ましくは０．１２％以上、さらに好ましくは０．１４％以上含有させる必要がある。ただし、Ｃ量が過剰になると、ベイナイト変態の速度が大幅に低下し、焼鈍前にベイナイト量を十分に確保できなくなり、延性を劣化させるので、Ｃ量は０．３０％以下、好ましくは０．２８％以下、さらに好ましくは０．２６％以下とする。
【００２１】
Ｓｉ：１．０〜３．０％
Ｓｉは、固溶強化により強度上昇に寄与するとともに、残留オーステナイトの分解を抑制することで残留オーステナイト量を確保できるようにして延性の向上に寄与する必須の元素である。これらの作用を有効に発揮させるためには、Ｓｉを１．０％以上、好ましくは１．２％以上、さらに好ましくは１．４％以上含有させる必要がある。ただし、Ｓｉ量が過剰になると、母相の延性が劣化して鋼板の延性が却って劣化するので、Ｓｉ量は３．０％以下、好ましくは２．８％以下、さらに好ましくは２．６％以下とする。
【００２２】
Ｍｎ：４．０〜７．０％
Ｍｎは、残留オーステナイトを多量に確保するために、非常に有効であるとともに、残留オーステナイトに濃化して残留オーステナイトの安定度を高めることができ、その結果延性向上に寄与する必須の元素である。またＭｎは、熱間圧延後の巻取り温度での保持中におけるベイナイト変態に寄与し、低ＩＱ領域の面積率と高ＩＱ領域の面積率を上昇させることで、延性に寄与する。これらの作用を有効に発揮させるためには、Ｍｎを４．０％以上、好ましくは４．３％以上、さらに好ましくは４．６％以上含有させる必要がある。ただし、Ｍｎ量が過剰になると、ベイナイト変態が大幅に遅延し、焼鈍前の段階でベイナイトを十分に形成させることができなくなり、特性を確保できなくなるので、Ｍｎ量は７．０％以下、好ましくは６．７％以下、さらに好ましくは６．４％以下とする。
【００２３】
本発明の鋼は上記元素を必須の成分として含有し、残部は鉄および不可避的不純物（Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｎ、Ｏ等）であるが、その他、本発明の作用を損なわない範囲で、許容成分（Ｃｒ、Ｍｏ、Ｂ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃａ、Ｍｇ等）を含有させることができる。
【００２４】
つぎに、本発明鋼板を特徴づける組織について説明する。
【００２５】
〔本発明鋼板の組織〕
上述したとおり、本発明鋼板は、原則フェライトを含まず、所定量の残留オーステナイトと、残部実質的にベイナイトおよびマルテンサイト（これらの焼戻しされたものを含む）からなる組織に制御する点で、上記従来技術と異なっている。
【００２６】
＜残留オーステナイト：面積率で４０％以上＞
残留オーステナイトは、変形中に加工誘起変態することで、材料を加工硬化させ、高強度化・高延性化に寄与する有用な組織である。このような作用を有効に発揮させるため、残留オーステナイトは面積率で４０％以上、好ましくは４１％以上、さらに好ましくは４２％以上必要である。上記観点からは残留オーステナイトは多ければ多いほど好ましいが、この成分系の鋼では面積率で５０％程度が上限である。
【００２７】
＜フェライト：面積率で５％以下＞
鋼板の強度を確保するためには、母相を高強度組織にする必要があるので、フェライトのような軟質組織はできるだけ含まないことが好ましいが、面積率で５％までの混入は許容される。
【００２８】
＜残部：ベイナイト、マルテンサイト、焼戻しベイナイト、および焼戻しマルテンサイト＞
上述のとおり、鋼板の強度を確保するためには、母相を高強度組織にする必要があることから、残部組織は、硬質組織である、ベイナイトおよびマルテンサイトならびにこれらの焼戻し組織の混合組織とする。
【００２９】
＜ＥＢＳＤによるＩＱ値が５０００以下の領域：面積率で２５％以上、同ＩＱ値が６０００以上の領域：面積率で３０％以上＞
ＥＢＳＤによるＩＱ値は、強度の高い組織と、延性の高い組織の含有割合を示すパラメータとして導入したものである。ここで、ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｂａｃｋ  Ｓｃａｔｔｅｒ  Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）とは、試験片表面に電子線を入射させたときに発生する反射電子から得られる菊池パターンを解析する手法である。また、ＩＱ値は、ＥＢＳＤにより得られた菊池パターンの強度に関する値で、測定部位における結晶の完全性をパラメータ化した数値である。結晶の完全性が高ければＩＱ値は高く、完全性が低ければＩＱ値は低くなる。そして、ＩＱ値が５０００以下の領域は、変態時に多くの転位等の格子欠陥が導入された、結晶の完全性が低いマルテンサイト相（焼戻しマルテンサイト相を含む）に相当する領域とみなすとともに、ＩＱ値が６０００以上の領域は、マルテンサイト相よりは欠陥の少ない、結晶の完全性が高いベイナイト相（焼戻しベイナイト相を含む）に相当する領域とみなした。そして、強度の高い組織であるマルテンサイト相に相当する、ＩＱ値が５０００以下の領域と、延性の高い組織であるベイナイト相に相当する、ＩＱ値が６０００以上の領域の各割合を制御することで、高強度でかつ高延性を実現することが可能となる。このような作用を有効に発揮させるため、ＩＱ値が５０００以下の領域は、面積率で２５％以上、好ましくは２８％以上、さらに好ましくは３０％以上とし、ＩＱ値が６０００以上の領域は、面積率で３０％以上、好ましくは３２％以上、さらに好ましくは３５％以上とする。
【００３０】
＜前記残留オーステナイト中のＭｎ濃度：鋼板全体のＭｎ含有量の１．５倍以上＞
残留オーステナイト中にＭｎを濃化することで、残留オーステナイトが安定化し、より高いひずみ領域で加工誘起変態できるようになり、高ひずみ領域での加工硬化度合が高まるため、延性が向上する。このような作用を有効に発揮させるためには、前記残留オーステナイト中のＭｎ濃度：鋼板全体のＭｎ含有量の１．５倍以上、好ましくは１．６倍以上、さらに好ましくは１．７倍以上とする。
【００３１】
〔各相の面積率および残留γ中のＭｎ濃度の各測定方法〕
ここで、各相の面積率および残留オーステナイト中のＭｎ濃度の各測定方法について説明する。
【００３２】
まず、鋼板をナイタール腐食し、光学顕微鏡（倍率４００倍）で観察して残留オーステナイト以外の各相を同定し、画像解析により各相の面積率を測定した。
【００３３】
次いで、残留オーステナイトの面積率は、鋼板の１／４の厚さまで研削した後、化学研磨してからＸ線回折法により測定した（ＩＳＩＪ  Ｉｎｔ．Ｖｏｌ．３３，（１９３３），Ｎｏ．７，ｐ．７７６）。
【００３４】
残留オーステナイト中のＭｎ濃度については、薄膜の試料をＦＩＢ（ＦＥＩ製  Ｎｏｖａ２００）を用いて作製し、これを球面収差補正機能付き透過型電子顕微鏡（日本電子社製 ＪＥＭ−ＡＲＭ２００Ｆ）で像を観察しながら付属のＥＤＳ分析装置（日本電子製  ＪＥＤ−２３００Ｔ）を用いてＭｎ濃度を測定した。
【００３５】
〔ＥＢＳＤによるＩＱ値の測定方法〕
ＥＢＳＤによるＩＱ値の測定は、「日本電子社製  電界放出型走査電子顕微鏡  ＪＳＭ−６５００Ｆ」を用いて、５０μｍ×５０μｍの領域を０．１２５μｍの測定ステップで像を観察し、解析ソフトウェア、「ＥＤＡＸ−ＴＳＬ社製  ＯＩＭ」を用いて解析を行った。そして、ＩＱ値の分布より、ＩＱ値が５０００以下の領域と６０００以上の領域の各面積率を算出した。
【００３６】
次に、上記本発明鋼板を得るための好ましい製造条件を以下に説明する。
【００３７】
〔本発明鋼板の好ましい製造方法〕
まず、上記成分組成を有する鋼を溶製し、造塊または連続鋳造によりスラブ（鋼材）としてから熱間圧延を行い、巻取り温度を４００℃未満として、３０〜１２０ｍｉｎ保持し、その後、常温まで冷却して熱延材とする。次いでこの熱延材を、酸洗等によりスケールを除去した後、冷間圧延を行うことなく、または、冷間圧延を行うとしても２０％以下程度の低圧下率に留めた後、焼鈍温度：（Ａｅ１＋Ａｅ３）／２±２０℃で、保持時間：３０００ｓ以上の条件で焼鈍を施すことにより高強度高延性鋼板を得ることができる。
【００３８】
＜巻取り温度：４００℃未満、保持時間：３０〜１２０ｍｉｎ＞
組織の一部または全部をベイナイトとするためである。この成分系の鋼では、巻取り温度を４００℃以上にするとベイナイトが形成されにくくなるので、長時間保持してもベイナイト量が確保できず、さらに巻取り温度を５００℃以上とするとフェライトが形成され始める。巻取り温度の下限は、特に限定されないが、巻取り温度を低くしすぎると巻き取りにくくなるので、３００℃程度である。
また、ベイナイト変態を適正に進行させるためには保持時間を適正に制御する必要がある。保持時間が短すぎるとベイナイト変態が不十分となり、低ＩＱ領域の面積率が低下するので、保持時間は３０ｍｉｎ以上、好ましくは４０ｍｉｎ以上、さらに好ましくは５０ｍｉｎ以上とする。一方、保持時間が長すぎるとベイナイト変態が進行しすぎて、高ＩＱ領域の面積率が低下するので、保持時間は１２０ｍｉｎ以下、好ましくは１００ｍｉｎ以下、さらに好ましくは８０ｍｉｎ以下とする。
【００３９】
＜冷間圧延を行うことなく、または、冷間圧延を行うとしても２０％以下程度の低圧下率に留める＞
熱延時の巻取りの際に形成された、マルテンサイトやベイナイト等のラス状組織をできる限りそのまま確保するためである。
【００４０】
＜焼鈍温度：（Ａｅ１＋Ａｅ３）／２±２０℃で、保持時間：５０ｍｉｎ以上＞
２相域温度で所定時間加熱保持することで、Ｍｎを拡散させてフェライト／オーステナイト間に分配させることによりオーステナイト中へのＭｎの濃化度を確保するとともに、熱延時の巻取りの際に導入されたベイナイト中に、焼鈍時の加熱の際に炭化物が形成されるが、その炭化物を十分に溶解するためである。保持時間が不足すると、ベイナイト中に炭化物が残存して破壊の起点になりやすく、強度・延性が劣化する原因となるので、保持時間は５０ｍｉｎ以上、好ましくは７０ｍｉｎ以上、さらに好ましくは９０ｍｉｎ以上とする。保持時間の上限は特に限定されないが、保持時間が長すぎると生産性が低下するので、保持時間は３００ｍｉｎ以下、さらには２８０ｍｉｎ以下とするのが望ましい。
なお、Ａｅ１（℃）およびＡｅ３（℃）は、熱力学計算ソフト（Ｔｈｅｒｍｏ−Ｃａｌｃ Ｓｏｆｔｗａｒｅ、ＡＢ社製Ｔｅｒｍｏ−Ｃａｌｃ）にて熱力学データベースとしてＴＣＦＥ７を用い、Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ａｌの含有量（質量％）から各温度におけるＦＣＣ、ＢＣＣ、セメンタイト各相の相分率を求め、ＢＣＣ−セメンタイトの２相状態からＦＣＣ−ＢＣＣ−セメンタイトの３相状態に遷移する温度をＡｅ１（℃）、ＦＣＣ−ＢＣＣの２相状態からＦＣＣの単相に遷移する温度をＡｅ３（℃）と定義して求めた。
【００４１】
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もちろん可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
【実施例】
【００４２】
下記表１に示す成分の鋼材を熱間圧延した後、下記表２に示す温度および保持時間の条件で巻取りして板厚３．０ｍｍの熱延板を作製した。そして、この熱延板を酸洗した後、同表２に示す温度および保持時間の条件で焼鈍を施して熱延鋼板を作製した。
【００４３】
【表１】
2016050337.tif 000002
【００４４】
【表２】
2016050337.tif 000003
【００４５】
上記各熱延鋼板について、上記［発明を実施するための形態］の項で説明した測定方法により、各相の面積率およびそのＭｎ濃度、ならびに、ＥＢＳＤによるＩＱ値が５０００以下の領域および６０００以上の領域の各面積率を測定した。
なお、本実施例において使用した実験サンプルは全て、フェライト相、残留オーステナイト相以外の残部はベイナイト相、マルテンサイト相、焼戻しベイナイト相、および焼戻しマルテンサイトからなるものであったので、下記表３にては、各相の面積率は、残留オーステナイト相およびフェライト相の面積率のみを記載している。
【００４６】
また、上記各熱延鋼板について、強度−延性バランスを評価するために、引張試験により、引張強度ＴＳおよび伸び（全伸び）ＥＬを測定した。なお、引張試験は、圧延方向と平行になるように、サンプルを採取し、ＪＩＳ  １４Ｂ号試験片（ｔ＝２ｍｍ、ｗ＝７ｍｍ、ＧＬ＝２０ｍｍ）を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に従って実施した。
【００４７】
測定結果を下記表３に示す。同表において、熱延鋼板の特性が、引張強度ＴＳ：１１８０ＭＰａ以上でかつ伸びＥＬ：３２％以上のものを合格（○）とし、それ以外のものを不合格（×）とした。
【００４８】
【表３】
2016050337.tif 000004
【００４９】
上記表３に示すように、発明鋼（評価が○のもの）である鋼Ｎｏ．１は、本発明の成分規定の要件を満足する鋼種を用い、推奨の製造条件で製造した結果、本発明の組織規定の要件を充足する発明鋼であり、特性が合格基準を満たしており、強度−延性バランスに優れた高強度強延性鋼板が得られることを確認できた。
【００５０】
これに対して、比較鋼（評価が×のもの）である鋼Ｎｏ．２〜１２は、本発明の成分規定および組織規定の要件の少なくともいずれかを充足せず、特性が合格基準を満たしていない。
【００５１】
すなわち、鋼Ｎｏ．２〜７は、本発明の成分規定の要件を満足する鋼種を用いているものの、推奨の製造条件を一部外れる条件で製造しているため、組織規定の要件を充足せず、特性が劣っている。
【００５２】
例えば、鋼Ｎｏ．２は、巻取り時に温度保持を行っていない場合であるが、残留オーステナイトが少なくなるとともに、低ＩＱ領域の面積率が低くなり、ＴＳが劣っている。
【００５３】
また、鋼Ｎｏ．３は、同じく巻取り時に温度保持を行っていない場合であるが、その後の焼鈍時の保持時間を十分に長くして残留オーステナイト量を確保しても低ＩＱ領域の面積率が低くなり、ＥＬが劣っている。
【００５４】
また、鋼Ｎｏ．４は、巻取り温度が高すぎるため、ベイナイト変態が進行せず、低ＩＱ領域の面積率が低くなり、ＥＬが劣っている。
【００５５】
また、鋼Ｎｏ．５は、焼鈍時の保持時間が短すぎるため、残留オーステナイトの量およびＭｎ濃化度合いがともに不足し、ＴＳ、ＥＬともに劣っている。
【００５６】
また、鋼Ｎｏ．６は、焼鈍温度が低すぎるため、焼鈍時に逆変態で形成される残留オーステナイト量が確保できなくなり、ＴＳ、ＥＬともに劣っている。
【００５７】
また、鋼Ｎｏ．７は、逆に焼鈍温度が高すぎるため、焼鈍時に逆変態で形成される残留オーステナイト量が多くなりすぎ、その後の冷却時にマルテンサイト化して残留オーステナイト量を確保できなくなり、ＥＬが劣っている。
【００５８】
一方、鋼Ｎｏ．８〜１２は、推奨の製造条件で製造しているものの、本発明の成分規定の要件を一部外れる鋼種を用いているため、組織規定の要件を充足せず、特性が劣っている。
【００５９】
例えば、鋼Ｎｏ．８（鋼種ｂ）は、Ｓｉ量が少なすぎるため、残留オーステナイトが分解してその量が不足し、ＥＬが劣っている。
【００６０】
また、鋼Ｎｏ．９（鋼種ｃ）は、逆にＳｉ量が多すぎるため、高ＩＱ領域の面積率が不足して組織が脆化し、ＥＬが劣っている。
【００６１】
また、鋼Ｎｏ．１０（鋼種ｄ）は、Ｍｎ量が少なすぎるため、高ＩＱ領域の面積率が低下するとともに、残留オーステナイト量も不足し、ＴＳ、ＥＬともに劣っている。
【００６２】
また、鋼Ｎｏ．１１（鋼種ｅ）は、Ｃ量が少なすぎるため、フェライトが多く形成されるとともに、ＩＱ値が低下して高ＩＱ領域の面積率が減少し、さらに残留オーステナイト量も不足し、ＴＳ、ＥＬともに劣っている。
【００６３】
また、鋼Ｎｏ．１２（鋼種ｆ）は、逆にＣ量が多すぎるため、熱間圧延時におけるベイナイト変態が抑制され、ＩＱ値が全体的に高くなって低ＩＱ領域の面積率が減少し、ＥＬが劣っている。