特許 7506668 炭素含有量が低減された中マンガン冷間圧延帯鋼中間材およびそのような鋼中間材を提供するための方法

(19)【発行国】日本国特許庁(JP)

(12)【公報種別】特許公報(B2)

(11)【特許番号】

(24)【登録日】2024-06-18

(45)【発行日】2024-06-26

(54)【発明の名称】炭素含有量が低減された中マンガン冷間圧延帯鋼中間材およびそのような鋼中間材を提供するための方法

(51)【国際特許分類】

   C21D 9/46 20060101AFI20240619BHJP

   C22C 38/00 20060101ALI20240619BHJP

   C22C 38/14 20060101ALI20240619BHJP

   C22C 38/38 20060101ALI20240619BHJP

【ＦＩ】

C21D9/46 P

C21D9/46 G

C22C38/00 301S

C22C38/14

C22C38/38

C22C38/00 302A

【請求項の数】 14

(21)【出願番号】P 2021524107

(86)(22)【出願日】2019-07-04

(65)【公表番号】

(43)【公表日】2021-11-18

(86)【国際出願番号】 EP2019067977

(87)【国際公開番号】W WO2020011638

(87)【国際公開日】2020-01-16

【審査請求日】2022-05-25

(31)【優先権主張番号】18183501.8

(32)【優先日】2018-07-13

(33)【優先権主張国・地域又は機関】EP

(73)【特許権者】

【識別番号】506029255

【氏名又は名称】フェストアルピネ シュタール ゲーエムベーハー

【氏名又は名称原語表記】ＶＯＥＳＴＡＬＰＩＮＥ ＳＴＡＨＬ ＧＭＢＨ

【住所又は居所原語表記】ＶＯＥＳＴＡＬＰＩＮＥ－ＳＴＲＡＳＳＥ ３， Ａ－４０２０ ＬＩＮＺ， ＡＵＳＴＲＩＡ

(74)【代理人】

【識別番号】110002066

【氏名又は名称】弁理士法人筒井国際特許事務所

(72)【発明者】

【氏名】クリザン，ダニエル

(72)【発明者】

【氏名】スタイニーダー，キャサリーナ

(72)【発明者】

【氏名】シュナイダー，ラインホルト

【審査官】鈴木 葉子

(56)【参考文献】

【文献】欧州特許出願公開第０３２２２７３４（ＥＰ，Ａ１）

【文献】中国特許出願公開第１０７８５８５８６（ＣＮ，Ａ）

【文献】国際公開第２０１７／２２２１８９（ＷＯ，Ａ１）

【文献】特表２０１６－５１３１６９（ＪＰ，Ａ）

【文献】P.J.Gibbs，Austenite Stability Effects on Tensile Behavior of Manganese-Enriched-Austenite Transformation-Induced Plasticity Steel，Metallurgical and Materials Transactions A，vol.42，米国，Springer US，2011年12月，3691-3702

(58)【調査した分野】(Int.Cl.，ＤＢ名)

Ｃ２２Ｃ ３８／００－３８／６０

Ｃ２１Ｄ ９／４６－ ９／４８

(57)【特許請求の範囲】

【請求項1】

少なくとも４０％のｆｔｓ値を示す中マンガン冷間圧延帯鋼中間材を提供するための方法であって、
前記ｆｔｓ値は、ノッチのない鋼製の平らな引張試料について、式：（ｄ _０ －ｄ _１ ）／ｄ _０ ＊１００（％）で計算された値であり、ｄ _０ は、試料の初期厚さであり、ｄ _１ は、破断面の厚さであり、
前記方法は、
冷間圧延帯鋼中間材を提供するステップであって、前記冷間圧延帯鋼中間材の合金は、
・ 炭素含有量（Ｃ）：０．００３重量％≦Ｃ≦０．１２重量％の範囲、
・ マンガン含有量（Ｍｎ）：３．５重量％≦Ｍｎ≦１２重量％の範囲、
・ 合金成分としてケイ素含有量（Ｓｉ）および／またはアルミニウム含有量（Ａｌ）：Ｓｉ重量％＋Ａｌ重量％＜１、
および、チタン成分（Ｔｉ）、ニオブ成分（Ｎｂ）、およびバナジウム成分（Ｖ）よりなる微細合金成分であって、併せて０．１５重量％の最大比率を有する微細合金成分、
を含み、
前記合金の残部は、鉄（Ｆｅ）および溶融物中の不可避的不純物からなる、ステップと、
提供された前記冷間圧延帯鋼中間材の炭素含有量（重量％）に依存する、最大焼鈍温度（Ｔ２）を定義するステップと、
温度Ａ_ｃ１よりも高く、前記最大焼鈍温度（Ｔ２）よりも低い焼鈍温度で臨界間ボックス焼鈍プロセス（Ｓ．２．１，Ｓ．２．２）を実行するステップと、
を含み、
一段焼鈍プロセス（ＧＲ１）については、前記最大焼鈍温度（Ｔ２）は、６４８℃－（３５２℃＊炭素含有量（重量％））の式によって定義され、
二段焼鈍プロセス（ＧＲ２）については、温度Ａｃ _１ よりも高くかつ温度Ａｃ _３ よりも低い温度の焼鈍である前記臨界間ボックス焼鈍（Ｓ．２．２）の前に、温度Ａｃ _３ よりも高い温度の完全オーステナイト焼鈍プロセス（Ｓ．１）が適用され、前記最大焼鈍温度（Ｔ２）は、６８４℃－（５１７℃＊炭素含有量（重量％））の式によって定義される、
方法。

【請求項2】

前記臨界間ボックス焼鈍プロセス（Ｓ．２．１，Ｓ．２．２）は、加熱ステップ（Ｅ２）と、保持期間（Δ２）を含む保持フェーズ（Ｈ２）と、冷却プロセス（Ａｂ２）と、を含み、前記保持期間（Δ２）は、１０００分超６０００分未満であることを特徴とする、請求項１に記載の方法。

【請求項3】

前記完全オーステナイト焼鈍プロセス（Ｓ．１）は、温度Ａｃ _３ よりも高い焼鈍温度（Ｔ１）で実行され、前記焼鈍温度（Ｔ１）は、少なくとも１０秒の保持期間（Δ１）の間、保持されることを特徴とする、請求項１に記載の方法。

【請求項4】

前記炭素含有量（Ｃ）は、０．００３重量％≦Ｃ≦０．０８重量％の範囲であることを特徴とする、請求項１～３のいずれか１項に記載の方法。

【請求項5】

前記マンガン含有量（Ｍｎ）は、４重量％≦Ｍｎ≦１０重量％の範囲であることを特徴とする、請求項１～４のいずれか１項に記載の方法。

【請求項6】

前記合金のケイ素含有量（Ｓｉ）は、０重量％≦Ｓｉ＜１重量％の範囲であることを特徴とする、請求項１～５のいずれか１項に記載の方法。

【請求項7】

前記合金のアルミニウム含有量（Ａｌ）は、０重量％≦Ａｌ＜１重量％の範囲であることを特徴とする、請求項１～６のいずれか１項に記載の方法。

【請求項8】

前記合金のクロム含有量（Ｃｒ）は、０重量％≦Ｃｒ≦１重量％の範囲であることを特徴とする、請求項１～７のいずれか１項に記載の方法。

【請求項9】

前記合金の硫黄含有量（Ｓ）は、６０ｐｐｍ未満であることを特徴とする、請求項１～８のいずれか１項に記載の方法。

【請求項10】

前記保持期間（Δ２）は、５０００分未満であることを特徴とする、請求項２に記載の方法。

【請求項11】

前記保持期間（Δ１）は、１０秒と６０００分との間であることを特徴とする、請求項３に記載の方法。

【請求項12】

前記マンガン含有量（Ｍｎ）は、５重量％≦Ｍｎ≦８重量％の範囲であることを特徴とする、請求項５に記載の方法。

【請求項13】

前記合金のケイ素含有量（Ｓｉ）は、０．２重量％≦Ｓｉ≦０．９重量％の範囲であることを特徴とする、請求項６に記載の方法。

【請求項14】

前記合金のアルミニウム含有量（Ａｌ）は、０．０１重量％≦Ａｌ≦０．７重量％の範囲であることを特徴とする、請求項７に記載の方法。

【発明の詳細な説明】

【技術分野】

【0001】

本発明は、炭素含有量が低減された中マンガン冷間圧延帯鋼中間材およびそのような中マンガン冷間圧延帯鋼中間材を提供するための方法に関する。

【背景技術】

【0002】

組成およびそれぞれの合金、ならびに製造プロセスにおける熱処理は、共に鋼材の特性に多大な影響を及ぼす。

【0003】

現在の鋼合金の重要な成分は、マンガン（Ｍｎ）である。多くの場合、マンガンの含有量は、重量％で、３％～１２％の範囲である。そのため、これらの鋼は、いわゆる中マンガン鋼である。

【0004】

中マンガン鋼は、例えばフェライト系マトリックスと残留オーステナイトからなる構造を特徴とする。中マンガン鋼中のフェライトの含有量は、通常、９０体積％で最大となる。しかしながら、オーステナイト含有量は、通常、約３０体積％の範囲である。

【0005】

フェライト（アルファ結晶またはα混晶とも呼ぶ）は、格子内（すなわち格子の中間位置）に炭素が格子間溶解している、体心立方鉄の混晶の冶金学的名称である。純粋なフェライト系構造では、強度は低いが、延性は高い。炭素を添加することで強度を改善することができるが、これは、延性に悪影響を及ぼす。

【0006】

オーステナイト構造（ガンマ混晶またはγ混晶とも呼ぶ）は、鋼材中に形成され得る面心立方鉄の混晶である。これは、例えば炭素、マンガン、ニッケルなどの合金元素の添加によって室温で安定化することができる高温相である。

【0007】

中マンガン鋼の技術分野では、長年にわたっていくつかの開発段階や進歩があった。

【0008】

図１は、引張強度Ｒ_ｍ（ＭＰａ）に対する破断後の伸び率Ａ_８０（％）をプロットした図である。また、図１は、現在使用されている鋼材の強度クラスの概要を示す。一般に、鋼合金の引張強度が高いほど、その合金の破断後の伸び率が低くなるとされている。すなわち、引張強度が増加するに伴って破断後の伸び率は減少し、その逆もまた同様であるということができる。したがって、破断後の伸び率と引張強度との間の最適な妥協点を用途ごとに見出す必要がある。図１から、様々な鋼材の強度と変形能との関係に関する記述を抽出することができる。

【0009】

参照符号１で示される領域には、上述した中マンガン鋼が模式的に示されている。参照符号１で示される領域は、Ｍｎ含有量が３重量％～１２重量％の中マンガン鋼を含む。

【0010】

参照符号２は、いわゆるＴＲＩＰ鋼を表し、参照符号３は、いわゆるＴＲＩＰ型ベイニティックフェライト（Trip Bainitic Ferrite：ＴＢＦ）鋼およびＱＰ（Quenching and Partitioning：焼入－分配）鋼を表す。ＴＲＩＰは、「Transformation Induced Plasticity（変態誘起塑性）」を意味する。

【0011】

自動車の分野では、車両のそれぞれの用途に合わせて最適化された冷間成形可能な様々な鋼合金が使用されている。良好なエネルギー吸収性を有するこれらの合金は、内装および外装パネル、構造部品、ならびにバンパーに使用される。車両の外板用の合金は、低い降伏強度、典型的には６００ＭＰａまでの引張強度、および高い破断後の伸び率を有する。構造部材用の鋼合金は、例えば６００ＭＰａ～１２００ＭＰａの範囲の引張強度を有する。これには、例えばＴＲＩＰ鋼が適切である（図１の参照符号２）。

【0012】

一方、第３世代超高張力鋼（ＡＨＳＳ）に属する中マンガン鋼がある。これらの鋼は、強度と伸び率の良好な組み合わせを示す。第３世代のより新しい鋼は、約３０，０００ＭＰａ％のＲ_ｍ×Ａ_８０値を達成しており、例えば、自動車産業で使用されるような、深絞り加工された複雑な部品の製造に適している（図１の参照符号１）。また、上述したＴＢＦ鋼およびＱＰ鋼も、第３世代高張力鋼として扱われる。これらの鋼種は、例えば、鋼製の防壁（例えば車両部品の侵入に対抗する側面衝撃吸収）としての使用に適している。これらの鋼のマンガン含有量は、１．５重量％～３重量％の範囲である。

【0013】

プロセス面において、このような強力な鋼を作製するための様々な方法が存在するが、特に、指定された温度範囲、加熱／冷却速度およびその他の側面が、構造に大きな影響を与え、それゆえに鋼材の品質および特性に大きな影響を与える。

【0014】

既知の冷間圧延帯鋼中間材と比較して向上した変形能を有する冷間圧延帯鋼中間材を提供することが求められている。変形能は、全体的な部分と局所的な部分から構成される。全体的な変形能は、主に深絞り加工中の材料の挙動を表す。均一伸び率Ａ_ｇ（英語では均一伸び率ＵＥ）は、全体的な変形能を表すのに適している。その一方で、局所的な変形能は、例えば穴拡げ試験のような多軸応力下での材料の挙動を示す指標である。破断部板厚ひずみｆｔｓ（％）は、鋼の局所的な変形能の対応する指標である。この特徴の詳細な説明は、P. Larourらによる「Reduction of cross section area at fracture in tensile test: measurement and applications for flat sheet steels」（IDDRG，２０１７）に記載されている。

【0015】

これまでは、局所的な変形能と全体的な変形能との間で妥協点を見出す必要があった。図２のグラフからも分かるように、ＤＰ鋼（二相鋼の略）は、ＣＰ鋼（複合相鋼の略）よりも大幅に低いｆｔｓ値を示す一方で、良好な全体的な変形能を示す。全体的な変形能は、ＵＥの値（％）で表すことができる。複合相鋼のより均質な微細構造は、例えば、局所的な変形能について、ＤＰ鋼よりも優れた特性をもたらし、より高いｆｔｓ値を示す。

【0016】

ＤＰ鋼とＣＰ鋼の特性の違いには、いくつかの理由がある。その１つとして、これらの材料の個々の構造部材の間の硬度コントラストの差が挙げられる。ＤＰ鋼は、通常、ＣＰ鋼と比較して構造の硬度コントラストが高い。したがって、ＤＰ鋼は、高い硬化率を示し、その結果、高い伸び率、すなわち高いＵＥ値を示す。ＤＰ鋼は、あまり局所的に変形しないが、良好に深絞り加工を行うことができる。その一方で、ＣＰ鋼は、ＤＰ鋼よりも硬化率が低いため、より良好に局所的に変形することができる。

【0017】

ここで対象となっている中マンガン鋼は、その構造のため、ＤＰ鋼と同様に高い硬度コントラストを示しており、より良好な全体的な成形性、すなわちより高いＵＥ値が期待できる。中マンガン鋼中の高い硬度コントラストは、変形中に、残留オーステナイトが硬質マルテンサイトに変質することに起因する。これにより、軟質フェライト系マトリックスと硬質マルテンサイト系介在物との間に高い硬度コントラストが生じる。

【発明の概要】

【発明が解決しようとする課題】

【0018】

特に、本発明の目的は、引張強度と破断後の伸び率との良好な組み合わせを示すと同時に、良好な局所的な変形能を示す冷間圧延帯鋼中間材を提供することである。特に、本発明の目的は、均一伸び率（ＵＥ値）と局所的な変形能（ｆｔｓ値）との組み合わせがＤＰ鋼やＣＰ鋼よりも良好な冷間圧延帯鋼中間材を提供することである。

【0019】

本発明によって、マルテンサイト系強度が低く、フェライト系強度が可能な限り高く、安定性が高いために可能な限り均質で徐々に変質するオーステナイトを含む構造を有する冷間圧延帯鋼中間材が提供される。

【課題を解決するための手段】

【0020】

本発明は、中マンガン冷間圧延帯鋼中間材を提供する方法に関する。その合金は、
・ 炭素含有量（Ｃ）：０．００３重量％≦Ｃ≦０．１２重量％の範囲、
・ マンガン含有量（Ｍｎ）：３．５重量％≦Ｍｎ≦１２重量％の範囲、
・ 合金成分としてのケイ素含有量（Ｓｉ）および／またはアルミニウム含有量（Ａｌ）：Ｓｉ重量％＋Ａｌ重量％＜１の範囲、
・ 任意選択のさらなる合金成分、および
・ 任意選択の微細合金成分、特にチタン成分（Ｔｉ）および／またはニオブ成分（Ｎｂ）および／またはバナジウム成分（Ｖ）、
を含み、
合金の残部は、鉄（Ｆｅ）および溶融物中の不可避的不純物からなる。該方法は、冷間圧延ステップの後に実行される、６８４℃－（５１７℃＊炭素含有量（重量％））の最大焼鈍温度で臨界間ボックス焼鈍を実行するステップ、
を含む。

【0021】

少なくとも一部の実施形態において、臨界間ボックス焼鈍法が一段焼鈍プロセスの一部として選択され。これにより、冷間圧延帯鋼中間材は、このステップの後に、
・ 残留オーステナイト含有量：１０％以上６０％以下の範囲、好ましくは１０％以上４０％以下の範囲、
・ アルファフェライト含有量：２０％以上９０％以下の範囲、好ましくは５０％以上８０％以下の範囲、および
・ セメンタイト含有量：０％以上５％以下の範囲、
を含む微細構造を有する。
好ましくは、臨界間ボックス焼鈍法のためのこれらの実施形態において、最大焼鈍温度は、６４８℃－（３５２℃＊炭素含有量（重量％））に指定される。

【0022】

少なくとも一部の実施形態において、臨界間ボックス焼鈍法が二段焼鈍プロセスの一部として選択される。これにより、冷間圧延帯鋼中間材は、このステップの後に、
・ マルテンサイト含有量：０％以上２０％以下の範囲、好ましくは０％以上１０％以下の範囲、
・ 残留オーステナイト含有量：１０％以上６０％以下の範囲、好ましくは１０％以上４０％以下の範囲、
・ アルファフェライト含有量：２０％以上９０％以下の範囲、好ましくは５０％以上８０％以下の範囲、および
・ セメンタイト含有量：０％以上５％以下の範囲、
を含む微細構造を有する。
好ましくは、これらの実施形態において、臨界間ボックス焼鈍の前に、完全オーステナイト焼鈍プロセスが実行される。

【0023】

少なくとも一部の実施形態において、ｆｔｓ値が少なくとも４０％の中マンガン冷間圧延帯鋼中間材を得るために、炭素含有量（重量％）に依存する、最大焼鈍温度よりも低い焼鈍温度が特に選択される。一段焼鈍プロセスを使用する場合、最大焼鈍温度は、６４８℃－（３５２℃＊炭素含有量（重量％））の式で定義される。二段焼鈍プロセスを使用する場合、最大焼鈍温度は、６８４℃－（５１７℃＊炭素含有量（重量％））の式で定義される。

【0024】

本発明によれば、プロセスの概念と合金概念との組み合わせによって、良好な局所的および全体的な成形性を有する、好ましくは冷間圧延帯鋼中間材である鋼中間材が提供される。

【0025】

本発明によれば、他の中マンガン鋼と同様に良好なＲ_ｍ＊Ａ_８０の組み合わせを有すると同時に、良好な局所的な変形能、すなわち高いｆｔｓ値を有する冷間圧延帯鋼中間材が提供される。

【0026】

このような冷間圧延帯鋼中間材は、本発明による方法によって提供される。本方法では、炭素含有量が低下され、特別に適用された焼鈍によって、フェライト形態（morphology）およびオーステナイト形態が意図的に変化される。さらに、製造中の鋼中間材の焼鈍時に使用される臨界間焼鈍温度を低減させることで、安定性の高い残留オーステナイトが調整される。

【0027】

鋼中間材の強度を向上させる場合、炭素含有量を増加させるのが一般的だが、本発明は、炭素含有量の大幅な減少に依存する。炭素含有量を減少させることで、マルテンサイト系強度が低下する。これは、構造中の硬度コントラストの低減に対応する。

【0028】

比較的高いケイ素含有量およびアルミニウム含有量を適用するのが一般的だが、本発明は、ケイ素含有量およびアルミニウム含有量の大幅な減少に依存する。ケイ素およびアルミニウム合金の割合は、Ｓｉ重量％＋Ａｌ重量％＜１の式で制限される。ここでは、ケイ素およびアルミニウム合金の割合が制限されているため、パラメータを変更して焼鈍プロセスを実行することができる。

【0029】

少なくとも一部の実施形態において、硫黄含有量が非常に低い合金組成が特に使用される。好ましくは、硫黄含有量は、６０ｐｐｍ未満である。硫黄含有量を低減させることで、より少なく硫化物が生成され、焼鈍プロセスの工程によっては、ｆｔｓ値が改善される場合がある。

【0030】

熱力学モデルに基づいて、鋼合金のための最適な焼鈍温度を計算することができる。これは、最大残留オーステナイト含有量を達成するため、すなわち優れたＲ_ｍ×Ａ_８０の組み合わせを実現するために選択される。

【0031】

本発明の方法は、特別に最適化された中マンガン合金に基づいており、より低い焼鈍温度によってより良好な変形特性が達成されるため、より低い焼鈍温度にも基づいている。臨界間焼鈍温度を低下させることで、本発明の中マンガン合金は、その引張強度および均一伸び率のいくらかを失うが、同時に、より高い残留オーステナイト安定性を達成することができる。これは、より高い全体的な変形能（すなわち、より高いｆｔｓ値）につながる。

【0032】

フェライト形態およびオーステナイト形態を特に変化させるには、少なくとも一部の実施形態において、完全オーステナイト焼鈍とそれに続く臨界間焼鈍とが使用される。これにより、対応して焼鈍された中間鋼材に、より高いｆｔｓ値を実現することができる。

【0033】

好ましくは、本発明は、冷間圧延された平板（例えばコイル）の形態の冷間圧延帯鋼中間材を提供するために使用される。

【図面の簡単な説明】

【0034】

以下では、本発明の実施例を、図面を参照してより詳細に説明する。

【図1】様々な鋼（従来技術）について、引張強度Ｒ_ｍ（ＭＰａ）に対する破断後の伸び率Ａ_８０（％）をプロットした、非常に模式的な図である。

【図2】ＤＰ鋼およびＣＰ鋼（従来技術）について、均一伸び率ＵＥ（％）に対する破断部板厚ひずみＦＴＳ（％）をプロットした、非常に模式的な図である。

【図3】異なる炭素含有量を有する本発明の３つの中マンガン合金について、焼鈍中に使用された温度に対する破断部板厚ひずみｆｔｓ（％）をプロットした、非常に模式的な図である。

【図4】温度に対する破断部板厚ひずみｆｔｓ（％）をプロットした、非常に模式的な図であり、ここでは、一段焼鈍を伴う第１の焼鈍経路（ＧＲ１）および二段焼鈍を伴う第２の焼鈍経路（ＧＲ２）に供された本発明の中マンガン鋼合金のｆｔｓ値をプロットした。

【図5A】ＤＰ鋼、ＣＰ鋼、および第１の焼鈍経路（ＧＲ１）に供された本発明の中マンガン鋼合金について、均一伸び率ＵＥ（％）に対する破断部板厚ひずみｆｔｓ（％）をプロットした、非常に模式的な図である。

【図5B】ＤＰ鋼、ＣＰ鋼、および第２の焼鈍経路（ＧＲ２）に供された本発明の中マンガン鋼合金について、均一伸び率ＵＥ（％）に対する破断部板厚ひずみｆｔｓ（％）をプロットした、非常に模式的な図である。

【図6】本発明の様々な中マンガン鋼合金について、炭素含有量に対する焼鈍温度をプロットした、非常に模式的な図であり、具体的には、炭素含有量の関数として残留オーステナイトの最大量に達したときの、実験的に決定された焼鈍温度Ｔ_{ＲＡｍａｘ}が示されており、さらに、増加したｆｔｓ値を達成するための、一段および二段焼鈍における最大焼鈍温度Ｔ_{ＡＮｍａｘ}が示されている。

【図7】様々な強度クラスＲ_ｍ（ＭＰａ）に対する破断部板厚ひずみｆｔｓ（％）をプロットした、非常に模式的な図である。

【図8】本発明の鋼（中間）材の一段温度処理（ＧＲ１）について、例示的な温度－時間図を示す模式図である。

【図9】本発明の鋼（中間）材の二段温度処理（ＧＲ２）について、例示的な温度－時間図を示す模式図である。

【発明を実施するための形態】

【0035】

本発明の冷間圧延帯鋼中間材は、出発合金の炭素含有量を低下させることで作製される。炭素含有量を大幅に減少させることで、ｆｔｓ値を増加させることができることが示されている。炭素含有量を減少させることで、構造中の硬度コントラストが低減される。この関係は、炭素含有量に限界があることを示した研究に基づいて確認および定量化されている。したがって、本発明では、炭素含有量が０．１２重量％未満の合金のみを使用した。

【0036】

ｆｔｓ値は、試験済みのノッチのない鋼製の平らな引張試料で決定された。中間鋼材ｄ_０の初期厚さと破断面ｄ_１の厚さを決定する必要がある。ｆｔｓ値は、次のように計算された：（ｄ_０－ｄ_１）／ｄ_０＊１００（％）。

【0037】

図３は、焼鈍温度に対する本発明の複数の鋼合金のｆｔｓ値をプロットした図である。ここで、具体的には、
・ 炭素含有量（Ｃ）：０重量％～０．１２重量％の範囲、および
・ マンガン含有量（Ｍｎ）：６重量％、
を含み、合金がＳｉ重量％＋Ａｌ重量％＜１の式に従ってケイ素（Ｓｉ）およびアルミニウム（Ａｌ）を含み、合金の残部が鉄（Ｆｅ）および溶融物中の不可避的不純物からなる、複数の試料を調査した。

【0038】

図３には、以下に示す様々な関係が見られる。例えば、
・ 炭素含有量（Ｃ）：０．１２重量％、
・ マンガン含有量（Ｍｎ）：６重量％、および
・ 合金成分としてのケイ素含有量（Ｓｉ）および／またはアルミニウム含有量（Ａｌ）：Ｓｉ重量％＋Ａｌ重量％＜１、
の組成を含み、残部が鉄（Ｆｅ）および不可避的不純物からなる合金１（Ｌｅｇ．１と示す）を、異なる温度で焼鈍した場合、焼鈍温度の上昇に伴ってｆｔｓ値が大幅に低下した。

【0039】

合金２および３（それぞれＬｅｇ．２、Ｌｅｇ．３と示す）についても同様に観察することができた。

【0040】

また、炭素含有量が減少すると、ｆｔｓ値が大幅に増加することも示された。Ｌｅｇ．２は、
・ 炭素含有量（Ｃ）：０．０５６重量％、
・ マンガン含有量（Ｍｎ）：６重量％、および
・ 合金成分としてのケイ素含有量（Ｓｉ）および／またはアルミニウム含有量（Ａｌ）：Ｓｉ重量％＋Ａｌ重量％＜１、
の組成を含み、合金の残部は、鉄（Ｆｅ）および不可避的不純物からなる。

【0041】

Ｌｅｇ．３は、
・ 炭素含有量（Ｃ）：０．０重量％、
・ マンガン含有量（Ｍｎ）：６重量％、および
・ 合金成分としてのケイ素含有量（Ｓｉ）および／またはアルミニウム含有量（Ａｌ）：Ｓｉ重量％＋Ａｌ重量％＜１、
の組成を含み、合金の残部は、鉄（Ｆｅ）および不可避的不純物からなる。

【0042】

換言すると、このような中マンガン合金は、高すぎる温度で焼鈍をしてはならず、高いｆｔｓ値を得るには、可能な限り炭素含有量を低くする必要がある。図３で上向きに示されているブロック矢印－Ｃは、炭素含有量の減少がｆｔｓ値の増加につながることを示している。

【0043】

焼鈍温度の低下は、オーステナイトのより高い化学的濃縮度、より小さい粒子サイズ、およびより安定した残留オーステナイトにつながる。調査によれば、本発明の合金の場合、有利には１０％以上６０％以下の範囲の残留オーステナイトが示された。これらの効果は、ｆｔｓ値の増加につながる。

【0044】

また、結果として得られたｆｔｓ値に対する様々な焼鈍法の影響も調査した。これに関連して、臨界間ボックス焼鈍法（図８の手順Ｓ．２．１）を伴う第１の焼鈍経路（以下、ＧＲ１）と、完全オーステナイト焼鈍ステップ（ボックスまたは連続焼鈍で実行）を伴う第２の焼鈍経路（以下、ＧＲ２）と、それに続く臨界間ボックス焼鈍法（図９の手順Ｓ．１＋Ｓ．２．２）を調査した。

【0045】

図４は、焼鈍温度に対する本発明の鋼合金のｆｔｓ値をプロットした図である。ここで、第１の焼鈍経路の影響と、第２の焼鈍経路の影響とを比較した。具体的には、ここで調査した本発明による鋼合金試料は、
・ 炭素含有量（Ｃ）：０．１重量％、
・ マンガン含有量（Ｍｎ）：６重量％、および
・ 合金成分としてのケイ素含有量（Ｓｉ）および／またはアルミニウム含有量（Ａｌ）：Ｓｉ重量％＋Ａｌ重量％＜１
を含み、合金の残部は、鉄（Ｆｅ）および溶融物中の不可避的不純物からなる。

【0046】

臨界間ボックス焼鈍（図８の手順Ｓ．２．１）を１回だけ行う第１の焼鈍経路ＧＲ１に供された合金試料は、図４において黒い四角で表されている。ここでは、図３に関連して上述したように、合金試料の炭素含有量が０．１２重量％未満である場合に、焼鈍温度の減少は、ｆｔｓ値の増加につながる。図４においてこの効果は、黒いブロック矢印で表されている。

【0047】

完全オーステナイト焼鈍を伴う第２の焼鈍経路ＧＲ２とそれに続く臨界間ボックス焼鈍法（図９の手順Ｓ．１＋Ｓ．２．２）に供された合金試料は、図４において白く塗りつぶされたひし形で表されている。例えば第１の合金試料が第１の焼鈍経路ＧＲ１に供されて、同様の第２の合金試料が第２の焼鈍経路ＧＲ２に供された場合、第２の合金試料は、第１の合金試料のｆｔｓ値よりも高いｆｔｓ値を示す。図４においてこの効果は、白いブロック矢印で表されている。

【0048】

完全オーステナイト焼鈍ステップ（図９の手順Ｓ．１）を伴う二段焼鈍ＧＲ２とそれに続く臨界間ボックス焼鈍法（図９の手順Ｓ．２．２）を実行することで、微細構造の最適化を図ることができる。具体的には、フェライト強度が向上して、残留オーステナイトの安定性が増加することが示された。

【0049】

これらの合金試料をさらに調査した結果、第１の焼鈍経路ＧＲ１を通過した第１の合金試料と、第２の焼鈍経路ＧＲ２を通過した同様の第２の合金試料とを比較すると、第２の焼鈍経路ＧＲ２においても均一伸び率ＵＥの増加が見られることがわかった。すなわち、焼鈍経路の選択と、それぞれの焼鈍経路のパラメータ（保持温度Ｈ１またはＨ２、保持期間Δ１またはΔ２など）は、ｆｔｓ値だけでなく、ＵＥ値にも影響を与えることがわかった。

【0050】

図５Ａは、本発明の様々な鋼のｆｔｓ値対均一伸び率（ＵＥ）をプロットしたグラフである。これは、第１の焼鈍経路ＧＲ１に供された本発明の鋼合金に関する。図２と同様に、ここではＣＰ鋼またはＤＰ鋼のいずれかに属する鋼合金も示されている。この図において、本発明の鋼合金は、クロスハッチ（網掛け）された領域に示されている。この非常に模式的な図から、本発明の鋼合金が、ＣＰ鋼よりも著しく高いＵＥ値を達成したことがわかる。また、本発明の鋼は、ＤＰ鋼よりも著しく高いｆｔｓ値を達成した。

【0051】

ここで、以下の組成を含む合金試料を調製して、第１の焼鈍経路ＧＲ１に供した（表１参照）。これらの合金について、６６３ＭＰａ～８７３ＭＰａの範囲の引張強度Ｒ_ｍが得られた。これらの合金試料のｆｔｓ値は、約４８％～７４％の範囲であり、ＵＥ値は、約１４％～３２％の範囲であった。

【表1】

【0052】

図５Ｂは、本発明の鋼の均一伸び率（ＵＥ）に対するｆｔｓ値をプロットしたグラフである。これは、第２の焼鈍経路ＧＲ２に供された本発明の鋼合金である。この図において、本発明の鋼合金は、クロスハッチされた領域に示されている。ここでも、本発明の鋼合金が、ＣＰ鋼よりも著しく高いＵＥ値を達成したことがわかる。また、本発明の鋼は、ＤＰ鋼よりも著しく高いｆｔｓ値を達成した。

【0053】

ここで、以下の組成を含む合金試料を調製して、第２の焼鈍経路ＧＲ２に供した（表２参照）。これらの合金について、５９７ＭＰａ～９９６ＭＰａの範囲の引張強度Ｒ_ｍを達成した。これらの合金試料のｆｔｓ値は、約５１％～７５％の範囲であり、ＵＥ値は、約１０％～３６％の範囲であった。

【表2】

【0054】

表３は、異なる温度処理後の機械的特性値を示している。それぞれの温度処理について、８２０ＭＰａ～８７５ＭＰａの範囲の引張強度、および２７％～３１％の範囲の均一伸び率が得られた。これは、得られたｆｔｓ値が有利であることを証明している。図９によれば、二段焼鈍プロセスＧＲ２の一部としての完全オーステナイト焼鈍Ｓ．１が好ましく、ここでは、１０００分≦Ｈ１≦６０００分の比較的長い保持時間が設定された。図９に示すように、この完全オーステナイト焼鈍の後に、臨界間焼鈍Ｓ．２．２が実行された。

【表3】

【0055】

要約すると、本発明の検討された合金組成について、以下が仮定され得る：
・ 焼鈍が本発明のプロセス要件に従って実行される場合、以下の特性値が、本発明による合金組成で達成することができ、
・ ｆｔｓ値が４０％超の中マンガン冷間圧延帯鋼中間材を作製することができ、
・ 特に、一段焼鈍ＧＲ１（図８参照）によって、ｆｔｓ値が４８％≦ｆｔｓ≦７４％の範囲（図５Ａ参照）の中マンガン冷間圧延帯鋼中間材を作製することができ、
・ 特に、二段焼鈍ＧＲ２（図９参照）によって、ｆｔｓ値が５１％≦ｆｔｓ≦７５％の範囲（図５Ｂ参照）の中マンガン冷間圧延帯鋼中間材を作製することができ、
・ ＵＥ値が１０％超の中マンガン冷間圧延帯鋼中間材を作製することができ、
・ 特に、ＵＥ値が１４％≦ＵＥ≦３２％（図５Ａ参照）の範囲の中マンガン冷間圧延帯鋼中間材を作製することができ、
・ 特に、ＵＥ値が１０％≦ＵＥ≦３６％（図５Ａ参照）の範囲の中マンガン冷間圧延帯鋼中間材を作製することができ、ここで、ＵＥ＝１０％が最小要件として定義される。

【0056】

要約すると、本発明の検討された合金組成について、以下が仮定され得る：
・ 中マンガン合金の炭素含有量を減少させることで、ｆｔｓ値を増加させることができ、
・ 上記中マンガン合金の焼鈍Ｓ．２．１またはＳ．２．２で使用される臨界間焼鈍温度Ｔ２を減少させることで、ｆｔｓ値を増加させることができ、
・ 焼鈍経路（焼鈍経路ＧＲ１またはＧＲ２）を選択することで、ｆｔｓ値を増加させることができ、
・ ケイ素およびアルミニウム合金成分を適切に減少させることで、鋼中間材をさらに最適化することができ、
・ 硫黄含有量を任意選択で減少させることで、鋼中間材をさらに最適化することができる。

【0057】

上記で単純且つ純粋に模式的に要約したこれらの仮定は、合金を定義する開発者に多くの自由度を与える。その例を以下で説明する。

【0058】

二段焼鈍（ＧＲ２）では一段焼鈍（ＧＲ１）よりも高いｆｔｓ値が得られるため、二段焼鈍（ＧＲ２）を適用する場合、一段焼鈍ＧＲ１よりもある程度高い炭素含有量を含む合金を使用することができる。

【0059】

図６は、本発明の合金組成に基づいて観察された様々な効果を示している。この図は、縦軸に焼鈍温度、横軸に合金組成の炭素含有量を示している。改善されたｆｔｓ値を達成したときの実験的に決定された最大焼鈍温度Ｔ_{ＡＮｍａｘ}は、炭素含有量の関数として記載されている。

【0060】

白いひし形を結ぶ点線は、二段焼鈍法（ＧＲ２）に供された合金について実験的に決定された焼鈍温度Ｔ_{ＡＮｍａｘ}を表す。黒い四角を結ぶ破線は、一段焼鈍プロセス（ＧＲ１）に供された合金について実験的に決定された焼鈍温度Ｔ_{ＡＮｍａｘ}を表す。白い丸を結ぶ実線は、炭素含有量の関数として残留オーステナイトの最大量に達したときの実験的に決定された焼鈍温度Ｔ_{ＲＡｍａｘ}を表す。

【0061】

ここでは、マンガン（Ｍｎ）の含有量が６重量％の合金組成を調査した。横軸に示す炭素含有量を０重量％～０．１２重量％の範囲で変化させた。

【0062】

図６の点線は、次の式（１）で表すことができる。ここで、Ｔ_{ＡＮｍａｘ}は、最大焼鈍温度を表す。式（１）は、図９の臨界間焼鈍Ｓ．２．２における最大焼鈍温度Ｔ２を定義する。

【数1】

【0063】

図６の破線は、次の式（２）で表すことができる。式（２）は、図８の臨界間焼鈍Ｓ．２．１における最大焼鈍温度Ｔ２を定義する。

【数2】

【0064】

図６にまとめた検討結果から、改善されたｆｔｓ値を達成するために、炭素含有量が低い場合には、比較的高い焼鈍温度で作業することができることを確認した。炭素含有量が高い場合、改善されたｆｔｓ値を達成するために、焼鈍温度Ｔ２を下げる必要がある。

【0065】

図６にまとめた結果から、炭素含有量を０重量％に近い値に減少させることが非常に効果的であるため、そのような合金組成を焼鈍する際に、温度Ｔ_{ＲＡｍａｘ}を超えても、ｆｔｓ値を減少させることなく、焼鈍温度Ｔ２で作業できることを推定することができる。すなわち、炭素含有量の減少は、本発明の合金における特に効果的な手段の１つである。

【0066】

また、図６にまとめた結果から、例えば０．０５重量％～０．１２重量％の範囲のより高い炭素含有量では、焼鈍温度Ｔ２を減少させることで、より高いｆｔｓ値を達成できることも推定することができる。本発明による合金の炭素含有量が高いほど、焼鈍温度Ｔ２をより減少させる必要がある。

【0067】

図９に示すように、焼鈍を２回実施した場合、０．０５６重量％超の炭素含有量において、Ｔ_{ＲＡｍａｘ}に対して焼鈍温度Ｔ２を下げるだけでよい。

【0068】

図７では、本発明のさらなる態様が示されている。この図では、横軸に強度クラスＲ_ｍ（ＭＰａ）、縦軸にｆｔｓ値（％）をプロットした。最小ｆｔｓ値は斜めの破線で表され、境界条件としてＵＥ値が少なくとも１０％、すなわちＵＥ１０％以上と仮定した。この破線は、式（３）で数学的に記述することができる。

【数3】

【0069】

図７において、参照符号４で表す長方形の範囲には、本発明の合金が含まれる。範囲４内の合金は、一方では良好な局所的な変形能を有し、他方では良好な全体的な変形能を有することが保証されている。ＵＥ値は、常に１０％超であり、ｆｔｓ値は、常に４０％超である。

【0070】

表４に、本発明の合金の特徴的な特性をいくつかまとめた。

【表4】

【0071】

表５に、一部の合金組成およびそれらの特徴的な特性をまとめた。本発明に従って選択された焼鈍温度と組み合わされたこれらの合金組成は、本発明によって定義される範囲４の外にあるため、意図的に表５に示されている。

【表5】

【0072】

試料３．１では、８．１％のＵＥ値しか得られなかった。この８．１％は、１０％の最小ＵＥ値よりも小さい。最小ＵＥ値が得られなかった理由として、上限の０．１２重量％を上回る０．１８重量％の炭素含有量が挙げられる。さらに、式３による４０％のｆｔｓ値の最小要件も得られなかった。

【0073】

試料３．２では、十分に高いＵＥ値が得られたが、２９％のｆｔｓ値は、ｆｔｓ_ｍｉｎ＝４０％を大きく下回っている。式（２）から、本発明によるこの特定の合金の焼鈍温度Ｔ２は、最大６１２．８℃であるように計算される。しかしながら、試料３．２は、比較的高い６８０℃で焼鈍されたため、ｆｔｓ値が大幅に低くなってしまった。

【0074】

試料３．３では、十分に高いＵＥ値が得られたが、４７％のｆｔｓ値は、式３による５７％のｆｔｓ値を大きく下回っている。最小ｆｔｓ値が得られなかった理由として、下限の３．５重量％を下回る１．８３重量％のマンガンの含有量が挙げられる。

【0075】

したがって、本発明によれば、該合金は、
・ 炭素含有量（Ｃ）：０．００３重量％≦Ｃ≦０．１２重量％の範囲、
・ マンガン含有量（Ｍｎ）：３．５重量％≦Ｍｎ≦１２重量％の範囲、
・ 合金成分としてのケイ素含有量（Ｓｉ）および／またはアルミニウム含有量（Ａｌ）：Ｓｉ重量％＋Ａｌ重量％＜１、
・ 任意選択のさらなる合金成分、および
・ 任意選択の微細合金成分、特にチタン成分（Ｔｉ）および／またはニオブ成分（Ｎｂ）および／またはバナジウム成分（Ｖ）、
の材料から構成され、合金の残部は、鉄（Ｆｅ）および溶融物中の不可避的不純物からなる。

【0076】

少なくとも一部の実施形態において、炭素含有量（Ｃ）は、０．００３重量％≦Ｃ≦０．０８重量％の範囲であり、および／またはマンガン含有量（Ｍｎ）は、４重量％≦Ｍｎ≦１０重量％の範囲であり、特に６重量％≦Ｍｎ≦１０重量％の範囲であり、この場合、特に高いｆｔｓ値を達成することができる。

【0077】

少なくとも一部の実施形態において、ケイ素含有量（Ｓｉ）は、０重量％≦Ｓｉ≦１重量％の範囲である。特に、ケイ素含有量（Ｓｉ）は、０．２重量％≦Ｓｉ≦０．９重量％の範囲である。

【0078】

少なくとも一部の実施形態において、アルミニウム含有量（Ａｌ）は、０重量％≦Ａｌ≦１重量％の範囲である。特に、アルミニウム含有量（Ａｌ）は、０．０１重量％≦Ａｌ≦０．７重量％の範囲である。

【0079】

少なくとも一部の実施形態において、合金の硫黄含有量（Ｓ）は、重量％で、６０ｐｐｍ未満である。

【0080】

少なくとも一部の実施形態において、合金のクロム含有量（Ｃｒ）は、０重量％≦Ｃｒ≦１重量％の範囲である。

【0081】

少なくとも一部の実施形態において、合金は、
・ チタン成分（Ｔｉ）、
・ ニオブ成分（Ｎｂ）、および
・ バナジウム成分（Ｖ）
の微細合金成分のうちの１種または複数種を含む。

【0082】

少なくとも一部の実施形態において、チタン含有量（Ｔｉ）は、存在する場合、０重量％＜Ｔｉ≦０．１２重量％の範囲である。

【0083】

少なくとも一部の実施形態において、微細合金成分は、併せて合金の０．１５重量％の最大比率を有する。

【0084】

合金の組成について本明細書に記載する情報は、重量パーセントで示されていることに留意されたい。合金の残部は、鉄（Ｆｅ）、およびこのような溶融物では不可避の不純物からなる。重量パーセントのデータは、常に合計で１００重量％になる。

【0085】

上述したように、本発明の方法は、冷間圧延ステップの後に実行される特別な焼鈍ステップを含む。

【0086】

この方法では、臨界間ボックス焼鈍Ｓ．２．１またはＳ．２．２を、６８４℃－（５１７℃＊炭素含有量（重量％））の最大焼鈍温度Ｔ２で実行する。炭素含有量（重量％）は、ここではＣ％とも呼ぶ。この臨界間ボックス焼鈍法が一段焼鈍プロセスの一部である場合、最大焼鈍温度Ｔ２は、６４８℃－（３５２℃＊炭素含有量（重量％））の式で表されるように、これらの値を下回ることもできる。

【0087】

図８には、一段焼鈍プロセスＧＲ１の例示的な詳細が示されている。臨界間ボックス焼鈍プロセスＳ．２．１において、合金を保持温度Ｔ２に加熱した。図８において、加熱はＥ２で表されている。次いで、合金を、保持期間Δ２の間、保持温度Ｔ２で保持した。次いで、冷却を行った。図８において、冷却はＡｂ２で表されている。以下の表６には、本発明の一段焼鈍プロセスＧＲ１における例示的なパラメータが示されている。

【表6】

【0088】

臨界間焼鈍とも呼ぶ臨界間ボックス焼鈍を、α＋γの２相領域において保持温度Ｔ２で実行した。Ａｃ_３とＡｃ_１との間の領域（図８および図９参照）を、α＋γの２相領域と呼ぶ。

【0089】

完全オーステナイト焼鈍法Ｓ．１（図９参照）を、単相のγ領域において、Ａｃ_３の温度を上回る、すなわち１＞Ａｃ_３の保持温度Ｔ１で実行した。

【0090】

図９には、二段焼鈍プロセスＧＲ２の例示的な詳細が示されている。完全オーステナイト焼鈍プロセスＳ．１において、合金を保持温度Ｔ１に加熱した。図９において、加熱はＥ１で表されている。次いで、合金を、保持期間Δ１の間、保持温度Ｔ１で保持した。次いで、冷却を行った。図９において、冷却はＡｂ１で表されている。続く臨界間ボックス焼鈍プロセスＳ．２．２において、合金を保持温度Ｔ２に加熱した。図９において、この加熱はＥ２で表されている。次いで、合金を、保持期間Δ２の間、保持温度Ｔ２で保持した。次いで、冷却を行った。図９において、冷却はＡｂ２で表されている。以下の表７には、本発明の二段焼鈍プロセスＧＲ２における例示的なパラメータが示されている。

【表7】

【0091】

様々な図とその図の説明からわかるように、４０％超の高いｆｔｓ値を達成するには、臨界間ボックス焼鈍プロセスの焼鈍温度Ｔ２を高く設定しすぎないことが重要である。臨界間ボックス焼鈍プロセスで使用される最大焼鈍温度Ｔ２は、常にＡｃ_３を下回り、式（１）または（２）によってその上限が設定される。

【0092】

本発明の冷間圧延帯鋼中間材の特性は、特に、焼鈍温度Ｔ１および／またはＴ２の選択によって影響される。特に、温度Ｔ２は、炭素含有量（重量％）に依存し、常に最大焼鈍温度Ａｃ_３よりも低い。

【0093】

本発明の冷間圧延帯鋼中間材のｆｔｓ値は、式（３）によれば、最小均一伸び率（Ａ_ｇ）が１０％、引張強度（Ｒ_ｍ）が５９０ＭＰａ～１３５０ＭＰａの範囲内で、少なくとも１０４＊ｅ^{（－０．００１＊Ｒｍ）}である。これらのｆｔｓ値は、冷間圧延帯鋼中間材のノッチのない平らな引張試料を用いて決定した。

【0094】

特に、図８の一段焼鈍プロセスＧＲ１が使用された場合、本発明の冷間圧延帯鋼中間材は、
・ 残留オーステナイト含有量：１０％以上６０％以下の範囲、
・ アルファフェライト含有量：２０％以上９０％以下の範囲、および
・ セメンタイト含有量（（Ｆｅ，Ｍｎ）_３Ｃ）：０％以上５％以下の範囲、
を含む微細構造を有することを特徴とする。

【0095】

特に、図９の二段焼鈍プロセスＧＲ２が使用された場合、本発明の冷間圧延帯鋼中間材は、
・ マルテンサイト含有量：０％以上２０％以下の範囲、
・ 残留オーステナイト含有量：１０％以上６０％以下の範囲、
・ アルファフェライト含有量：２０％以上９０％以下の範囲、および
・ セメンタイト含有量（（Ｆｅ，Ｍｎ）_３Ｃ）：０％以上５％以下の範囲、
を含む微細構造を有することを特徴とする。

【0096】

マルテンサイト成分、残留オーステナイト成分、アルファフェライト成分およびセメンタイト成分を含むこの微細構造は、本発明の冷間圧延帯鋼中間材の特別な特性を提供する。

【符号の説明】

【0097】

１ 中マンガン鋼の領域
２ ＴＲＩＰ鋼の領域
３ ＴＢＦおよびＱＰ鋼の領域
４ 領域
γ オーステナイト相
α＋γ ２相領域
Ａ 破断後の伸び率（％）
Ａｂ１ オーステナイト焼鈍中の冷却
Ａｂ２ 臨界間焼鈍中の冷却
Ａ_ｃ１ オーステナイト形成／オーステナイト開始温度（℃）
Ａ_ｃ３ オーステナイト形成／オーステナイト終了温度（℃）
Ａ_ｇ 均一伸び率（％）
Ａ_８０ 測定長さ８０ｍｍでの破断後の伸び率（％）
Ｃ％ 炭素含有量（重量パーセント）
Ｅ１ オーステナイト焼鈍中の加熱
Ｅ２ 臨界間焼鈍中の加熱
ｄ_０ 中間鋼材の初期厚さ
ｄ_１ 中間鋼材の破断面の厚さ
Δ１ 完全オーステナイト焼鈍中の保持期間
Δ２ 臨界間焼鈍中の保持期間
ｆｔｓ 破断部板厚ひずみ（％）
ｆｔｓ_ｍｉｎ 破断部板厚ひずみの最小値（％）
α フェライト系相
ＧＲ 焼鈍経路
Ｈ１ 完全オーステナイト焼鈍中の保持
Ｈ２ 臨界間焼鈍中の保持
Ｒ_ｍ 引張強度（ＭＰａ）
Ｓ．１ 完全オーステナイト焼鈍
Ｓ．２．１，Ｓ．２．２ 臨界間焼鈍
ｔ 時間
Ｔ１ 完全オーステナイト焼鈍中の保持温度
Ｔ２ 臨界間焼鈍中の保持温度
Ｔ_{ＡＮｍａｘ} 最大焼鈍温度（℃）
Ｔ_{ＲＡｍａｘ} 残留オーステナイトの最大量に達した際の焼鈍温度（℃）
ＵＥ 均一伸び率（％）

【図1】

【図2】

【図3】

【図4】

【図5A】

【図5B】

【図6】

【図7】

【図8】

【図9】