JP2018021233A - High strength steel sheet and manufacturing method therefor - Google Patents

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Abstract

PROBLEM TO BE SOLVED: To provide a high strength steel sheet having tensile strength, yield ratio, TS×EL, LDR, hole-expansion rate, sheet thickness reduction rate of a breaking part during a tensile test, limitation extrusion height and SW+ cross tensile at high level.SOLUTION: The high strength steel sheet containing C:0.15 mass% to 0.35 mass%, total of Si and Al:0.5 mass% to 3.0 mass%, Mn:1.0 mass% to 4.0 mass%, P:0.05 mass% or less, S:0.01 mass% or less and the balance Fe with inevitable impurities, and having a steel structure with ferrite fraction of 5% or less, total fraction of tempered martensite and tempered bainite of 60% or more and retained austenite amount of 10% or more, average size of MA of 1.0 μm or less, half width of concentration distribution of Mn in a carbon concentrated region which is equal amount to the retained austenite amount of 0.3 mass% or more and scattering intensity of 1.0 cmor less at q value in X ray small angle scattering of 1nm.SELECTED DRAWING: Figure 1

Description

本発明は、自動車部品をはじめとする各種の用途に使用可能な高強度鋼板に関する。   The present invention relates to a high-strength steel sheet that can be used for various applications including automobile parts.

自動車用部品等に供される鋼板は、軽量化と衝突安全性とを共に実現するために、強度の向上と耐衝撃特性の向上とを両立することが求められている。
例えば特許文献1は、スラブを1210℃以上に加熱し、熱間圧延条件を制御することで、0.5μm以下の微細なTiN粒子を生成させて、低温破壊の起点となる粒径1μm以上のAlN粒子の生成を抑制することにより、耐衝撃特性の向上を図った高強度鋼板が開示されている。
Steel sheets used for automobile parts and the like are required to achieve both strength improvement and impact resistance improvement in order to achieve both weight reduction and collision safety.
For example, in Patent Document 1, by heating a slab to 1210 ° C. or higher and controlling hot rolling conditions, fine TiN particles having a size of 0.5 μm or less are generated, and a particle size of 1 μm or more serving as a starting point for low-temperature fracture. A high-strength steel sheet that has improved impact resistance properties by suppressing the formation of AlN particles is disclosed.

特許文献2には、C量を0.45%超、0.77%以下、Mn量を0.1%以上、0.5%以下、Si量を0.5%以下および、Cr, Al, N, O添加量を規定しつつ、フェライト粒径の50%以上を硬質相と接する網目状組織とすることで耐衝突特性の向上を図った高強度鋼板が開示されている。
特許文献3には、3.5〜10%のMnを添加することで残留オーステナイトの量を10%以上、残留オーステナイトの平均間隔を1.5μm以下とすることで、耐衝突特性の改善を図った高強度鋼板が開示されている。
In Patent Document 2, the C content is more than 0.45%, 0.77% or less, the Mn content is 0.1% or more, 0.5% or less, the Si content is 0.5% or less, and the addition amount of Cr, Al, N, O is specified. A high-strength steel sheet is disclosed in which the impact resistance is improved by forming a network structure in which 50% or more of the ferrite grain size is in contact with the hard phase.
In Patent Document 3, the amount of retained austenite is 10% or more by adding 3.5 to 10% Mn, and the average interval of retained austenite is 1.5 μm or less, thereby improving the impact resistance. A steel sheet is disclosed.

特許文献4は980〜1180MPaの引張強さを有し、かつ良好な深絞り性を示す高強度鋼板が開示している。   Patent Document 4 discloses a high-strength steel sheet having a tensile strength of 980 to 1180 MPa and showing good deep drawability.

特許第5240421号明細書Japanese Patent No. 5240421 特開2015−105384号公報JP-A-2015-105384 特開2012−251239号公報JP 2012-251239 A 特開2009−203548号公報JP 2009-203548 A

自動車用部品に使用される鋼板のさらなる軽量化を実現するために、より薄くしつつ、十分な強度と耐衝撃特性を備えている必要がある。つまり、より高い引張強度と優れた衝撃特性を有する鋼板が求められている。
また、自動車用部品をはじめとする各種用途において、高い引張強度と衝撃特性を有するだけでなく、さらに優れた強度−延性バランス、高い降伏比、張出し成形性および優れた穴広げ率を有することが求められている。
引張強度、強度−延性バランス、降伏比、深絞り特性および穴広げ率それぞれについて、具体的には、以下のことが求められている。
In order to realize further weight reduction of steel plates used for automobile parts, it is necessary to have sufficient strength and impact resistance characteristics while being thinner. That is, a steel sheet having higher tensile strength and excellent impact characteristics is required.
In addition, it has not only high tensile strength and impact properties, but also excellent strength-ductility balance, high yield ratio, stretch formability and excellent hole expansion ratio in various applications including automotive parts. It has been demanded.
Specifically, for each of the tensile strength, the strength-ductility balance, the yield ratio, the deep drawing characteristics, and the hole expansion ratio, the following are required.

引張強度については、980MPa以上であることが求められている。使用中に負荷できる応力を高くするためには、高い引張強度(TS)に加えて高い降伏強度(YS)を有する必要がある。また、衝突安全性等を確保する観点から、鋼板の降伏強度を高めること、また衝突した際に強度特性を安定して発現させるために変形時に破断を抑制する特性も必要である。このため、具体的には0.75以上の降伏比(YR=YS/TS)と共に、破壊特性を代替する評価指標として引張試験時の破断部の板厚減少率向上が求められている。また、自動車用鋼板の基本性能としてスポット溶接部の継手強度も求められる。具体的には、スポット溶接部の十字引張強度は6kN以上であることが求められている。   The tensile strength is required to be 980 MPa or more. In order to increase the stress that can be applied during use, it is necessary to have a high yield strength (YS) in addition to a high tensile strength (TS). In addition, from the viewpoint of ensuring collision safety and the like, it is also necessary to increase the yield strength of the steel sheet, and to suppress fracture at the time of deformation in order to stably develop the strength characteristics when a collision occurs. For this reason, specifically, with a yield ratio (YR = YS / TS) of 0.75 or more, an improvement in the thickness reduction rate of the fractured portion at the time of the tensile test is required as an evaluation index that substitutes the fracture characteristics. Moreover, the joint strength of a spot welded part is also calculated | required as basic performance of the steel plate for motor vehicles. Specifically, the cross tensile strength of the spot weld is required to be 6 kN or more.

強度−延性バランスについては、TSと全伸び(EL)との積(TS×EL)が20000MPa%以上であることが求められている。さらに部品成形時の成形性を確保するために、穴広げ性を示す穴広げ率λが20%以上であること、および張出し成形性を示す限界張出し高さ(張出し高さ)が16mm以上であることも求められている。   About strength-ductility balance, it is calculated | required that the product (TSxEL) of TS and total elongation (EL) is 20000 MPa% or more. Furthermore, in order to ensure the moldability at the time of component molding, the hole expansion ratio λ indicating the hole expandability is 20% or more, and the limit overhang height (overhang height) indicating the overhang moldability is 16 mm or more. That is also sought.

しかし、特許文献1〜4が開示する高強度鋼板では、これらの要求全てを満足することは困難であり、これらの要求全てを満足できる高強度鋼板が求められていた。   However, the high-strength steel plates disclosed in Patent Documents 1 to 4 are difficult to satisfy all of these requirements, and a high-strength steel plate that can satisfy all of these requirements has been demanded.

本発明はこのような要求に応えるためになされたものであって、引張強度(TS)、降伏比(YR)、(TS)と全伸び(EL)との積(TS×EL)、穴広げ率(λ)、引張試験時の破断部の板厚減少率(RA)、限界張出し高さおよびスポット溶接部の十字引張強度(SW十字引張)が何れも高いレベルにある高強度鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。   The present invention has been made in order to meet such demands, including tensile strength (TS), yield ratio (YR), (TS) product of total elongation (EL) (TS × EL), and hole expansion. High strength steel sheet with high rate (λ), thickness reduction rate (RA) of fractured part during tensile test, limit overhang height and cross tensile strength (SW cross tension) of spot welded part and its manufacture It aims to provide a method.

本発明の態様1は、
C :0.15質量%〜0.35質量%、
SiとAlの合計:0.5質量%〜3.0質量%、
Mn:1.0質量%〜4.0質量%、
P :0.05質量%以下、
S :0.01質量%以下、
を含み、残部がFeおよび不可避不純物からなり、
鋼組織が、
フェライト分率が5%以下であり、
焼戻しマルテンサイトと焼戻しベイナイトの合計分率が60%以上であり、
残留オーステナイト量が10%以上であり、
MAの平均サイズが1.0μm以下であり、
残留オーステナイト量と等しい量である炭素濃化領域におけるMnの濃度分布の半価幅が0.3質量%以上であり、
X線小角散乱でのq値が1nm−1での散乱強度が1.0cm−1以下である高強度鋼板である。
Aspect 1 of the present invention
C: 0.15% by mass to 0.35% by mass,
Total of Si and Al: 0.5% by mass to 3.0% by mass,
Mn: 1.0% by mass to 4.0% by mass,
P: 0.05 mass% or less,
S: 0.01% by mass or less,
And the balance consists of Fe and inevitable impurities,
Steel structure
The ferrite fraction is 5% or less,
The total fraction of tempered martensite and tempered bainite is 60% or more,
The amount of retained austenite is 10% or more,
The average size of MA is 1.0 μm or less,
The half width of the concentration distribution of Mn in the carbon enrichment region, which is equal to the amount of retained austenite, is 0.3% by mass or more,
It is a high-strength steel sheet having a scattering intensity of 1.0 cm −1 or less when the q value in X-ray small angle scattering is 1 nm −1 .

本発明の態様2は、C量が0.30質量%以下である態様1に記載の高強度鋼板である。   Aspect 2 of the present invention is the high-strength steel sheet according to Aspect 1, wherein the C content is 0.30% by mass or less.

本発明の態様3は、Al量が0.10質量%未満である態様1または2に記載の高強度鋼板である。   Aspect 3 of the present invention is the high-strength steel sheet according to aspect 1 or 2, wherein the Al amount is less than 0.10% by mass.

本発明の態様4は、C:0.15質量%〜0.35質量%、SiとAlの合計:0.5質量%〜3.0質量%、Mn:1.0質量%〜4.0質量%、P:0.05質量%以下、S:0.01質量%以下、を含み、残部がFeおよび不可避不純物からなる圧延材を用意することと、
前記圧延材をAc点と0.2×Ac点+0.8×Ac点との間の温度で5秒以上保持した後、Ac点以上の温度まで加熱し5〜600秒間保持してオーステナイト化することと、
前記オーステナイト化後、650℃以上の温度から100℃〜300℃の間の冷却停止温度まで10℃/秒以上の平均冷却速度で冷却することと、
前記冷却停止温度から300〜500℃範囲にある再加熱温度まで30℃/秒以上の平均加熱速度で加熱することと、
前記再加熱温度において、式(1)で規定される焼戻しパラメータPが10000〜14500かつ保持時間1〜300秒を満たすように保持することと、
前記保持の後、前記再加熱温度から200℃まで10℃/秒以上の平均冷却速度で冷却すること、
を含む、高強度鋼板の製造方法である。
P=T×(20+log(t/3600))・・・(1)
ここで、T: 温度(K)、t: 時間(秒)である。
In aspect 4 of the present invention, C: 0.15% by mass to 0.35% by mass, Si and Al total: 0.5% by mass to 3.0% by mass, Mn: 1.0% by mass to 4.0% Including a mass%, P: 0.05 mass% or less, S: 0.01 mass% or less, with the balance being made of Fe and inevitable impurities,
The rolled material is held at a temperature between Ac 1 point and 0.2 × Ac 1 point + 0.8 × Ac 3 points for 5 seconds or more, then heated to Ac 3 points or more and held for 5 to 600 seconds. Austenite,
After the austenitization, cooling at an average cooling rate of 10 ° C / second or more from a temperature of 650 ° C or more to a cooling stop temperature of 100 ° C to 300 ° C;
Heating from the cooling stop temperature to a reheating temperature in the range of 300 to 500 ° C. at an average heating rate of 30 ° C./second or more;
Holding the tempering parameter P defined by the formula (1) at 10,000 to 14500 and holding time 1 to 300 seconds at the reheating temperature;
After the holding, cooling from the reheating temperature to 200 ° C. at an average cooling rate of 10 ° C./second or more,
Is a method for producing a high-strength steel sheet.
P = T × (20 + log (t / 3600)) (1)
Here, T: temperature (K), t: time (second).

本発明の態様5は、前記冷却停止温度までの冷却が、650℃以上の温度である急冷開始温度まで平均冷却速度0.1℃/秒以上、10℃/秒未満で冷却することと、前記急冷開始温度から前記冷却停止温度まで平均冷却速度10℃/秒以上で冷却することを含む態様4に記載の製造方法である。   Aspect 5 of the present invention is that cooling to the cooling stop temperature is performed at an average cooling rate of 0.1 ° C./second or more and less than 10 ° C./second to a rapid cooling start temperature that is 650 ° C. or higher, It is a manufacturing method of aspect 4 including cooling at an average cooling rate of 10 degrees C / sec or more from rapid cooling start temperature to the said cooling stop temperature.

本発明の態様6は、前記焼戻しパラメータが11000〜14000、保持時間が1〜150秒である態様4または5に記載の製造方法である。   Aspect 6 of the present invention is the manufacturing method according to aspect 4 or 5, wherein the tempering parameter is 11000 to 14000 and the holding time is 1 to 150 seconds.

本発明によれば、引張強度(TS)、降伏比(YR)、(TS)と全伸び(EL)との積(TS×EL)、穴広げ率(λ)、引張試験時の破断部の板厚減少率(RA)(耐衝撃特性)、限界張出し高さおよびスポット溶接部の十字引張強度(SW十字引張)が何れも高いレベルにある高強度鋼板およびその製造方法を提供することができる。   According to the present invention, the tensile strength (TS), the yield ratio (YR), the product of (TS) and total elongation (EL) (TS × EL), the hole expansion ratio (λ), It is possible to provide a high-strength steel sheet having a high thickness reduction rate (RA) (impact resistance), a limit overhang height, and a cross weld strength (SW cross tension) of a spot welded portion, and a method for manufacturing the same. .

図1は本発明に係る高強度鋼板の製造方法、とりわけ熱処理を説明するダイアグラムである。FIG. 1 is a diagram for explaining a method for producing a high-strength steel sheet according to the present invention, particularly heat treatment.

本発明者らは鋭意検討した結果、所定の成分を有する鋼において、鋼組織(金属組織)を、フェライト分率:5%以下、焼戻しマルテンサイトと焼戻しベイナイトの合計分率:60%以上、残留γ量:10%以上、MAの平均サイズ:1.0μm以下、残留オーステナイトに相当する部分である炭素濃化領域におけるMnの濃度分布の半価幅:0.3質量%以上とし、さらにX線小角散乱でのq値が1nm−1での散乱強度:1.0cm−1以下とすることで、引張強度(TS)、降伏比(YR)、(TS)と全伸び(EL)との積(TS×EL)、穴広げ率(λ)、引張試験時の破断部の板厚減少率(RA)(耐衝撃特性)、限界張出し高さおよびスポット溶接部の十字引張強度(SW十字引張)が何れも高いレベルにある高強度鋼板を得ることができることを見いだしたのである。 As a result of intensive studies, the present inventors have found that in steel having a predetermined component, the steel structure (metal structure) has a ferrite fraction of 5% or less, a total fraction of tempered martensite and tempered bainite: 60% or more, and remains. γ amount: 10% or more, MA average size: 1.0 μm or less, half-value width of Mn concentration distribution in carbon concentrated region corresponding to retained austenite: 0.3 mass% or more, and X-ray Scattering intensity when the q value in small angle scattering is 1 nm −1 : 1.0 cm −1 or less, so that the product of tensile strength (TS), yield ratio (YR), (TS) and total elongation (EL) (TS × EL), hole expansion ratio (λ), plate thickness reduction rate (RA) (impact resistance) at the time of tensile test, limit overhang height, and cross tensile strength of spot welds (SW cross tension) To obtain high strength steel sheets with high levels I have found that I can do it.

詳細は後述するが、本発明に係る高強度鋼板は、製造時の熱処理のオーステナイト化工程において、Ac点とAc点の中間の2相共存領域、より詳細にはAc点〜0.2×Ac点+0.8×Ac点の間の温度で所定時間保持した後、Ac点以上の温度で所定時間保持することにより形成されたMn濃化領域を有している。さらに、熱処理時に残留オーステナイトに対応した(残留オーステナイト量と同じ量の)炭素濃化領域を形成している。そして、この炭素濃化領域は、Mn濃化領域およびMnが濃化していない領域の両方を形成される。すなわち、炭素濃化領域(残留オーステナイト)の中には、より多くのMnを含むものとそうでないものが存在する。このため、炭素濃化領域全体(すなわち、残留オーステナイト全体に対応)でMn濃度の分布を測定すると、Mn濃度はある程度以上のばらつきを有する。具体的にはMnの濃度分布の半価幅が0.3質量%以上となる。 Although details will be described later, the high-strength steel sheet according to the present invention is a two-phase coexistence region between Ac 1 point and Ac 3 point in the austenitizing step of heat treatment during production, and more specifically, Ac 1 point to. After holding for a predetermined time at a temperature between 2 × Ac 1 point + 0.8 × Ac 3 points, it has a Mn concentration region formed by holding at a temperature of Ac 3 points or more for a predetermined time. Further, a carbon enriched region corresponding to the retained austenite (the same amount as the retained austenite amount) is formed during the heat treatment. And this carbon concentration area | region forms both a Mn concentration area | region and the area | region where Mn is not concentrated. That is, in the carbon concentration region (residual austenite), there are those that contain more Mn and those that do not. For this reason, when the distribution of the Mn concentration is measured over the entire carbon enriched region (that is, corresponding to the entire retained austenite), the Mn concentration has a certain degree of variation. Specifically, the half width of the Mn concentration distribution is 0.3% by mass or more.

このように、残留オーステナイトが含有するMn量をばらつかせることは、多様な安定度を備えた残留オーステナイトを備えることができることを意味する。比較的小さな歪量で加工誘起変態を起こす安定度の低い残留オーステナイトと、大きな歪量で加工誘起変態を起こす安定度の高い残留オーステナイトが混在することとなり、加工誘起変態を様々な歪領域で起こすことが可能となる。この結果、n値を広い歪領域で高くでき、歪分散性を高めて高い張り出し加工性を実現できる。
以下に本発明の高強度鋼板およびその製造方法の詳細を示す。
Thus, varying the amount of Mn contained in retained austenite means that retained austenite having various stability can be provided. Low-stability residual austenite that causes processing-induced transformation with a relatively small amount of strain and high-stability residual austenite that causes processing-induced transformation with a large amount of strain are mixed, and processing-induced transformation occurs in various strain regions. It becomes possible. As a result, the n value can be increased in a wide strain region, and the strain dispersibility can be improved to achieve high overhang workability.
Details of the high-strength steel sheet and the manufacturing method thereof according to the present invention will be described below.

1.鋼組織
以下に本発明の高強度鋼板の鋼組織の詳細を説明する。
以下の鋼組織の説明では、そのような組織を有することにより各種の特性を向上できるメカニズムについて説明している場合がある。これらは本発明者らが現時点で得られている知見により考えたメカニズムであるが、本発明の技術的範囲を限定するものではないことに留意されたい。
1. Steel structure Details of the steel structure of the high-strength steel sheet of the present invention will be described below.
In the following description of the steel structure, a mechanism that can improve various properties by having such a structure may be described. It should be noted that these are the mechanisms considered by the present inventors based on the knowledge obtained at the present time, but do not limit the technical scope of the present invention.

(1)フェライト分率:5%以下
フェライトは、一般的に加工性に優れるものの、強度が低いという問題を有する。その結果、フェライト量が多いと降伏比が低下する。このため、フェライト分率を5%以下(5体積%以下)とした。
フェライト分率は好ましくは3%以下であり、さらに好ましくは1%以下である。
フェライト分率は光学顕微鏡で観察し、白い領域を点算法で測定することにより求めることができる。すなわち、このような方法により、フェライト分率を面積比(面積%)で求めることができる。そして、面積比で求めた値をそのまま体積比(体積%)の値として用いてよい。
(1) Ferrite fraction: 5% or less Although ferrite is generally excellent in workability, it has a problem of low strength. As a result, the yield ratio decreases when the amount of ferrite is large. Therefore, the ferrite fraction is set to 5% or less (5% by volume or less).
The ferrite fraction is preferably 3% or less, more preferably 1% or less.
The ferrite fraction can be obtained by observing with a light microscope and measuring a white region by a point calculation method. That is, the ferrite fraction can be obtained by an area ratio (area%) by such a method. And the value calculated | required by area ratio may be used as a value of volume ratio (volume%) as it is.

(2)焼戻しマルテンサイトと焼戻しベイナイトの合計分率:60%以上
焼戻しマルテンサイトと焼戻しベイナイトの合計分率を60%以上(60体積%以上)とすることで高強度と高い穴広げ性を両立できる。焼戻しマルテンサイトと焼戻しベイナイトの合計分率は好ましくは70%以上である。
焼戻しマルテンサイトおよび焼戻しベイナイト量(合計分率)は、ナイタール腐食を行った断面のSEM観察を行い、MA(すなわち、残留オーステナイトと焼入れたままのマルテンサイトの合計)の分率を測定し、鋼組織全体から上述のフェライト分率とMA分率を引くことにより求めることができる。
(2) Total fraction of tempered martensite and tempered bainite: 60% or more Both high strength and high hole expansibility are achieved by setting the total fraction of tempered martensite and tempered bainite to 60% or more (60% by volume or more). it can. The total fraction of tempered martensite and tempered bainite is preferably 70% or more.
The amount of tempered martensite and tempered bainite (total fraction) is measured by SEM observation of the cross-section subjected to nital corrosion, and the fraction of MA (that is, the sum of residual austenite and as-quenched martensite) is measured. It can be obtained by subtracting the above-mentioned ferrite fraction and MA fraction from the entire structure.

(3)残留オーステナイト量:10%以上
残留オーステナイトは、プレス加工等の加工中に加工誘起変態により、マルテサイトに変態するTRIP現象を生じ、大きな伸びを得ることができる。また、形成されるマルテンサイトは高い硬度を有する。このため、優れた強度−延性バランスを得ることができる。残留オーステナイト量を10%以上(10体積%以上)とすることでTS×ELが20000MPa以上と優れた強度−延性バランスを実現できる。
残留オーステナイト量は好ましくは15%以上である。
(3) Residual austenite amount: 10% or more Residual austenite causes a TRIP phenomenon that transforms into martensite by processing-induced transformation during processing such as press processing, and can obtain a large elongation. Further, the formed martensite has a high hardness. For this reason, the outstanding intensity-ductility balance can be obtained. By setting the amount of retained austenite to 10% or more (10% by volume or more), it is possible to realize an excellent strength-ductility balance with TS × EL of 20000 MPa or more.
The amount of retained austenite is preferably 15% or more.

本発明の高強度鋼板では、残留オーステナイトの多くは、MAの形態で存在する。MAとは、martensite-austenite constituentの略であり、マルテンサイトとオーステナイトの複合体(複合組織)である。
残留オーステナイト量は、X線回折によりフェライト(X線回折では焼戻しマルテンサイトおよび未焼戻しのマルテンサイトを含む)とオーステナイトの回折強度比を求めて算出することにより得ることができる。X線源としてはCo−Kα線を用いることができる。
In the high-strength steel sheet of the present invention, most of retained austenite exists in the form of MA. MA is an abbreviation for martensite-austenite constituent and is a composite (composite structure) of martensite and austenite.
The amount of retained austenite can be obtained by calculating the diffraction intensity ratio of ferrite (including tempered martensite and untempered martensite in X-ray diffraction) and austenite by X-ray diffraction. Co-Kα rays can be used as the X-ray source.

(4)MAの平均サイズ:1.0μm以下
MAは硬質相であり、変形時に母相/硬質相界面近傍がボイド形成サイトとして働く。MAサイズが粗大になるほど、母相/硬質相界面への歪集中が起こり、母相/硬質相界面近傍に形成されたボイドを起点とした破壊を生じ易くなる。
このため、MAサイズ、とりわけMA平均サイズを1.0μm以下と微細にし、破壊を抑制することで穴広げ率λを向上させることができる。
MAの平均サイズは好ましくは0.8μm以下である。
(4) Average size of MA: 1.0 μm or less MA is a hard phase, and the vicinity of the interface between the mother phase and the hard phase acts as a void formation site during deformation. The coarser the MA size, the more concentrated the strain on the matrix / hard phase interface, and the more likely the fracture starts from voids formed in the vicinity of the matrix / hard phase interface.
For this reason, the hole expansion ratio λ can be improved by making the MA size, particularly the MA average size as fine as 1.0 μm or less, and suppressing breakage.
The average size of MA is preferably 0.8 μm or less.

MAの平均サイズは、ナイタール腐食した断面をSEMにより3000倍以上で3視野以上観察し、写真中の任意の位置に合計200μm以上の直線を引き、その直線とMAが交わる切片長を測定し、それら切片長の平均値を算出することで求めることができる。   The average size of MA is observed by observing three or more fields of view at 3000 times or more by SEM with a SEM, drawing a straight line of 200 μm or more at an arbitrary position in the photograph, and measuring a section length where the straight line and the MA intersect, It can be obtained by calculating an average value of the intercept lengths.

(5)残留オーステナイト量と等しい量である炭素濃化領域におけるMn濃度分布の半価幅が0.3質量%以上
上述のように残留オーステナイトの多くは、MAの形態で存在しており、光学顕微鏡またはSEMにより残留オーステナイトだけを識別するのは困難である。残留オーステナイは、炭素の固溶限がフェライト等と比べて大きいため、後述する熱処理を行うことで、残留オーステナイトに炭素が濃化する。従って、EPMA(Electron Probe Micro Analyzer)を用いて、炭素の元素マッピングを行い、炭素濃度の高い測定点から順に上述のX線回折により求めた残留オーステナイト量と等しい量の測定点を炭素濃化領域とし、この炭素濃化領域を残留オーステナイトと判断することができる。すなわち、例えば、残留オーステナイト量が15体積%であった場合、元素マッピングにより炭素量を測定した測定点について炭素濃度の高い方から15%を選ぶことでこれらの炭素濃度の高い測定点(炭素濃化領域)が残留オーステナイトであると判断できる。
よって「残留オーステナイト量と等しい量である炭素濃化領域」は、残留オーステナイトに相当する(対応する)領域を意味している。
(5) The half-value width of the Mn concentration distribution in the carbon-enriched region, which is equal to the amount of retained austenite, is 0.3 mass% or more. As described above, most of retained austenite exists in the form of MA. It is difficult to identify only retained austenite with a microscope or SEM. Residual austenite has a carbon solid solubility limit larger than that of ferrite or the like, so that the heat treatment described later causes carbon to concentrate in the retained austenite. Therefore, EPMA (Electron Probe Micro Analyzer) is used to perform elemental mapping of carbon, and in order from the measurement point having the highest carbon concentration, the amount of measurement points equal to the amount of retained austenite obtained by the above-mentioned X-ray diffraction is determined in the carbon enrichment region. And this carbon-enriched region can be determined as retained austenite. That is, for example, when the amount of retained austenite is 15% by volume, by selecting 15% from the higher carbon concentration of the measurement points where the carbon content was measured by element mapping, these high carbon concentration measurement points (carbon concentration It can be determined that the crystallization region is retained austenite.
Therefore, the “carbon enriched region having an amount equal to the amount of retained austenite” means a region corresponding to (corresponding to) retained austenite.

そして、この残留オーステナイト量と等しい量である炭素濃化領域におけるMnの濃度分布、特にMn濃度分布の半価幅についても、EPMAを用いて測定することができる。炭素濃化領域であるとされた測定点のMn量の分布をグラフ化し、そこから半価幅を得ることができる。   Further, the concentration distribution of Mn in the carbon enrichment region, which is equal to the amount of retained austenite, particularly the half width of the Mn concentration distribution, can also be measured using EPMA. The distribution of the Mn amount at the measurement point determined to be the carbon enrichment region is graphed, and the half width can be obtained therefrom.

このMn濃度分布の半価幅が大きいほど、残留オーステナイト中のMn濃度のばらつきが大きい(Mnの濃度分布の範囲が広い)ことを示している。本発明の高強度鋼板では、Mnの濃度分布の半価幅が0.3質量%以上であり、好ましくは0.5質量%以上であり、より好ましくは0.6質量%以上であり、さらにより好ましくは0.75質量%以上である。   The larger the half width of this Mn concentration distribution, the larger the variation in Mn concentration in the retained austenite (the wider the range of Mn concentration distribution). In the high-strength steel sheet of the present invention, the half width of the Mn concentration distribution is 0.3% by mass or more, preferably 0.5% by mass or more, more preferably 0.6% by mass or more, More preferably, it is 0.75 mass% or more.

このように、残留オーステナイト(炭素濃化領域)が含有するMn量をばらつかせることで、安定度が低い残留オーステナイトから安定度が高い残留オーステナイトまで、幅広い安定度の残留オーステナイトを形成できる。安定度の低い残留オーステナイトは、小さい歪量で加工誘起変態を起こしマルテンサイトとなる。安定度の高い残留オーステナイトは、小さい歪量では加工誘起変態を起さず、大きな歪量が付与されてはじめて加工誘起変態を起こしてマルテンサイトとなる。従って、幅広い安定度を有する残留オーステナイトが存在すると、加工を開始してすぐの歪量が小さい時から、加工が進み歪量が大きい時に亘って、加工誘起変態が継続的に起こることとなる。この結果、n値を広い歪範囲に亘って高くでき、歪分散性を高めて高い張り出し加工性を実現できる。   Thus, by varying the amount of Mn contained in the retained austenite (carbon-enriched region), it is possible to form retained austenite having a wide range of stability, from low-stability residual austenite to high-stability residual austenite. Residual austenite with low stability causes a work-induced transformation with a small amount of strain and becomes martensite. Residual austenite having high stability does not cause a processing-induced transformation at a small strain amount, and does not cause a processing-induced transformation until a large strain amount is applied, and becomes martensite. Accordingly, if there is residual austenite having a wide range of stability, the machining-induced transformation will occur continuously from when the amount of strain immediately after the start of processing is small to when processing is advanced and the amount of strain is large. As a result, the n value can be increased over a wide strain range, and the strain dispersibility can be enhanced to achieve high overhang processability.

(6)X線小角散乱のq値が1nm−1での散乱強度が1.0cm−1以下
X線小角散乱とは、X線を鋼板に照射して、鋼板を透過したX線の散乱を測定することにより、鋼板中に含まれる微細粒子(例えば、鋼板中に分散したセメンタイト粒子)のサイズ分布を求めることができる。本発明の鋼板では、X線小角散乱により、焼戻しマルテンサイト中に分散した微細粒子であるセメンタイト粒子のサイズ分布を求めることができる。具体的には、X線小角散乱では、q値と散乱強度を用いてセメンタイトの粒子のサイズとその分率を解析することができる。
q値は鋼板中の粒子(例えばセメンタイト粒子)のサイズの指標である。「q値が1nm−1」とは、粒子径が約1nmのセメンタイト粒子に対応する。散乱強度は、鋼板中の粒子(例えばセメンタイト粒子)の体積分率の指標である。散乱強度が強いほどセメンタイトの体積分率が大きいことを示している。
(6) Scattering intensity when the q-value of X-ray small angle scattering is 1 nm −1 is 1.0 cm −1 or less X-ray small angle scattering is a method of irradiating a steel plate with X-rays and scattering X-rays transmitted through the steel plate. By measuring, the size distribution of fine particles (for example, cementite particles dispersed in the steel plate) contained in the steel plate can be obtained. In the steel sheet of the present invention, the size distribution of cementite particles, which are fine particles dispersed in tempered martensite, can be determined by X-ray small angle scattering. Specifically, in X-ray small angle scattering, the size and fraction of cementite particles can be analyzed using the q value and the scattering intensity.
The q value is an index of the size of particles (for example, cementite particles) in the steel sheet. “The q value is 1 nm −1 ” corresponds to a cementite particle having a particle diameter of about 1 nm. Scattering intensity is an index of the volume fraction of particles (for example, cementite particles) in a steel plate. The stronger the scattering intensity, the greater the volume fraction of cementite.

あるq値における散乱強度は、そのq値に対応するサイズのセメンタイト粒子の体積分率を半定量的に示す。例えば、q値が1nm−1における散乱強度は、約1nmの微細なセメンタイト粒子の体積分率半定量的に示す。
すなわち、q値が1nm−1における散乱強度が大きいことは、約1nmの微細なセメンタイト粒子の体積分率が大きいことを示している。「q値が1nm−1での散乱強度1.0cm−1以下」の鋼板では、その鋼板中に存在する約1nmの微細なセメンタイト粒子の体積分率が、所定の値(散乱強度1.0cm−1に相当する値)以下であることを意味している。以下に説明するように、「q値が1nm−1での散乱強度1.0cm−1以下」の鋼板は、約1nmのセメンタイトの体積分率が低く抑えられているので、耐衝突特性に優れていると考えられる。
The scattering intensity at a certain q value semi-quantitatively indicates the volume fraction of cementite particles having a size corresponding to the q value. For example, the scattering intensity at a q value of 1 nm −1 is semiquantitatively shown as a volume fraction of fine cementite particles of about 1 nm.
That is, a large scattering intensity at a q value of 1 nm −1 indicates that the volume fraction of fine cementite particles of about 1 nm is large. In a steel sheet having a “q value of 1 nm −1 and a scattering intensity of 1.0 cm −1 or less”, the volume fraction of fine cementite particles of about 1 nm existing in the steel sheet is a predetermined value (scattering intensity of 1.0 cm). -1 ) or less). As will be described below, a steel sheet having a “q value of 1 nm −1 or less and a scattering intensity of 1.0 cm −1 or less” has a low volume fraction of about 1 nm of cementite, and thus has excellent collision resistance. It is thought that.

残留γを含む高延性鋼においては、炭素が残留オーステナイトに集まっている状態で、理想的にはセメンタイトが存在しないことが好ましい。鋼材中に分散している粒径1nm程度の微細なセメンタイトは、転位の移動を妨げて鋼材の変形能を低下させ得る。そのため、粒径約1nmのセメンタイトの体積分率が多い鋼材では、変形時の破壊が促進されて、耐衝突特性が低下し得る。
本発明の鋼板は、微細なセメンタイトの体積分率を低く抑えること、より具体的には、q値が1nm−1の散乱強度を1cm−1以下にすることにより、焼戻しマルテンサイトのラス内に形成される微細な炭化物を減少させて、マルテンサイト中の変形能を高めている。これにより、鋼板が衝突時に破壊するのを抑制して、鋼板の耐衝突特性を向上させる。
In high ductility steel containing residual γ, it is ideal that no cementite exists ideally in a state where carbon is gathered in residual austenite. Fine cementite having a particle diameter of about 1 nm dispersed in the steel material can hinder the movement of dislocations and reduce the deformability of the steel material. Therefore, in a steel material having a particle size of about 1 nm and a large volume fraction of cementite, the fracture at the time of deformation is promoted, and the collision resistance can be lowered.
In the steel sheet of the present invention, the volume fraction of fine cementite is kept low, more specifically, the scattering intensity at a q value of 1 nm −1 is 1 cm −1 or less, so that the tempered martensite lath is within the lath. The fine carbides formed are reduced to improve the deformability in martensite. Thereby, it is suppressed that a steel plate destroys at the time of a collision, and the impact resistance characteristic of a steel plate is improved.

X線小角散乱の測定は、RIGAKU社製 Nano-viewer、Mo管球を用いて測定した。試料は鋼板からΦ3mmのディスク状サンプルを切り出し、板厚1/4付近から20μm厚さのサンプルを削り出して用いた。q値、0.1〜10nm−1のデータを採取した。そのうち、q値が1nm−1について絶対強度を求めた。 X-ray small angle scattering was measured using a Nano-viewer and Mo tube manufactured by RIGAKU. As a sample, a disk-like sample having a diameter of 3 mm was cut out from a steel plate, and a sample having a thickness of 20 μm was cut out from around ¼ of the thickness. Data with a q value of 0.1 to 10 nm −1 were collected. Among them, the absolute intensity was obtained for a q value of 1 nm −1 .

(7)その他の鋼組織:
本明細書においては、前記したフェライト、焼戻しマルテンサイト、焼戻しベイナイト残留オーステナイトおよびセメンタイト以外の鋼組織は特に規定していない。しかしながら、それらフェライト等の鋼組織以外にも、パーライト、焼き戻されていないベイナイトおよび焼き戻されていないマルテンサイトなどが存在することがある。フェライト等の鋼組織が、前述した組織条件を満たしていれば、鋼中にパーライト等が存在しても、本発明の効果は発揮される。
(7) Other steel structures:
In the present specification, steel structures other than the above-described ferrite, tempered martensite, tempered bainite retained austenite, and cementite are not particularly defined. However, pearlite, tempered bainite, untempered martensite, and the like may exist in addition to the steel structure such as ferrite. If the steel structure such as ferrite satisfies the above-described structure condition, the effect of the present invention is exhibited even if pearlite or the like is present in the steel.

2.組成
以下に本発明に係る高強度鋼板の組成について説明する。まず、基本となる元素、C、Si、Al、Mn、PおよびSについて説明し、さらに選択的に添加してよい元素について説明する。
なお、成分組成について単位の%表示は、すべて質量%を意味する。
2. Composition The composition of the high-strength steel sheet according to the present invention will be described below. First, basic elements C, Si, Al, Mn, P and S will be described, and further elements that may be selectively added will be described.
In addition, unit% display of a component composition means the mass% altogether.

(1)C:0.15〜0.35%
Cは所望の組織、特に残留γの量を増加させることで、高い強度−延性バランス(TS×ELバランス)等の特性を確保するために必須の元素であり、このような作用を有効に発揮させるためには0.15%以上添加する必要がある。ただし、0.35%超は溶接に適さない。好ましくは0.18%以上、さらに好ましくは0.20%以上である。また、好ましくは0.30%以下である。C量が0.25%以下だとより容易に溶接することができる。
(1) C: 0.15 to 0.35%
C is an essential element to ensure high strength-ductility balance (TS x EL balance), etc. by increasing the amount of desired structure, especially residual γ. Therefore, it is necessary to add 0.15% or more. However, more than 0.35% is not suitable for welding. Preferably it is 0.18% or more, More preferably, it is 0.20% or more. Further, it is preferably 0.30% or less. When the C content is 0.25% or less, welding can be performed more easily.

(2)SiとAlの合計:0.5〜3.0%
SiとAlは、それぞれ、セメンタイトの析出を抑制し、残留オーステナイトを残存させる働きを有する。このような作用を有効に発揮させるためにはSiとAlを合計で0.5%以上添加する必要がある。ただし、SiとAlの合計が3.0%を超えると鋼の変形能が低下して、TS×ELおよび張出高さが低下する。好ましくは0.7%以上、さらに好ましくは1.0%以上である。また、好ましくは2.5%以下である。
なお、Alについては、脱酸元素として機能する程度の添加量、すなわち0.10質量%未満であってよく、また、例えばセメンタイトの形成を抑制し、残留オーステナイト量を増加させる目的等ために0.7質量%以上のようなより多くの量を添加してもよい。
(2) Total of Si and Al: 0.5 to 3.0%
Si and Al have a function of suppressing precipitation of cementite and leaving residual austenite, respectively. In order to exhibit such an action effectively, it is necessary to add Si and Al in total of 0.5% or more. However, if the total of Si and Al exceeds 3.0%, the deformability of the steel decreases, and TS × EL and the overhang height decrease. Preferably it is 0.7% or more, More preferably, it is 1.0% or more. Moreover, it is preferably 2.5% or less.
Al may be added in an amount that functions as a deoxidizing element, that is, less than 0.10% by mass, and is 0 for the purpose of, for example, suppressing the formation of cementite and increasing the amount of retained austenite. A larger amount such as 7% by mass or more may be added.

(3)Mn:1.0〜4.0%
マンガンはフェライトの形成を抑制する。また、MnはMn濃化領域を形成し、安定度の異なる残留オーステナイトを形成し、張り出し加工性を向上させるのに不可欠な元素である。このような作用を有効に発揮させるためには1.0%以上添加する必要がある。ただし、4.0%を超えると2相域加熱の温度範囲が狭く制御しにくいこと、および、温度が低くなりすぎるためにAc点〜0.2×Ac点+0.8×Ac点の間の温度で所定時間保持しても変態が進まずMn濃化領域が形成できなくなる場合がある。好ましくは1.5%以上、さらに好ましくは2.0%以上である。また、好ましくは3.5%以下である。
(3) Mn: 1.0 to 4.0%
Manganese suppresses the formation of ferrite. Further, Mn is an indispensable element for forming a Mn-concentrated region, forming retained austenite having different stability, and improving the stretch workability. In order to exhibit such an action effectively, it is necessary to add 1.0% or more. However, if it exceeds 4.0%, the temperature range of the two-phase region heating is narrow and difficult to control, and the temperature becomes too low, so Ac 1 point to 0.2 × Ac 1 point + 0.8 × Ac 3 point Even if the temperature is maintained for a predetermined time, the transformation may not proceed and the Mn-enriched region may not be formed. Preferably it is 1.5% or more, More preferably, it is 2.0% or more. Moreover, Preferably it is 3.5% or less.

(4)P:0.05%以下
Pは不純物元素として不可避的に存在する。0.05%を超えたPが存在するとELおよびλが劣化する。このため、Pの含有量は0.05%以下(0%を含む)とする。好ましくは、0.03%(0%を含む)以下である。
(4) P: 0.05% or less P is unavoidably present as an impurity element. If P exceeds 0.05%, EL and λ deteriorate. Therefore, the P content is 0.05% or less (including 0%). Preferably, it is 0.03% (including 0%) or less.

(5)S:0.01%以下
Sは不純物元素として不可避的に存在する。0.01%を超えたSが存在するとMnS等の硫化物系介在物を形成し、割れの起点となってλを低下させる。このため、Sの含有量は0.01%以下(0%を含む)とする。好ましくは、0.005%(0%を含む)以下である。
(5) S: 0.01% or less S is unavoidably present as an impurity element. If S exceeding 0.01% is present, sulfide inclusions such as MnS are formed, which becomes a starting point of cracking and lowers λ. Therefore, the S content is 0.01% or less (including 0%). Preferably, it is 0.005% (including 0%) or less.

(6)残部
好ましい1つの実施形態では、残部は、鉄および不可避不純物である。不可避不純物としては、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる微量元素(例えば、As、Sb、Snなど)の混入が許容される。なお、例えば、PおよびSのように、通常、含有量が少ないほど好ましく、従って不可避不純物であるが、その組成範囲について上記のように別途規定している元素がある。このため、本明細書において、残部を構成する「不可避不純物」という場合は、別途その組成範囲が規定されている元素を除いた概念である。
(6) Balance In one preferred embodiment, the balance is iron and inevitable impurities. As inevitable impurities, mixing of trace elements (for example, As, Sb, Sn, etc.) brought in depending on the situation of raw materials, materials, manufacturing equipment, etc. is allowed. In addition, for example, like P and S, it is usually preferable that the content is small. Therefore, although it is an unavoidable impurity, there is an element that separately defines the composition range as described above. For this reason, in this specification, the term “inevitable impurities” constituting the balance is a concept that excludes elements whose composition ranges are separately defined.

しかし、この実施形態に限定されるものではない。本発明の高強度鋼板の特性を維持できる限り、任意のその他の元素を更に含んでよい。そのように選択的に含有させることができるその他の元素を以下に例示する。   However, it is not limited to this embodiment. Any other element may be further included as long as the characteristics of the high-strength steel sheet of the present invention can be maintained. Other elements that can be selectively contained as described above are exemplified below.

3.特性
上述のように本発明の高強度鋼板は、TS、YR、TS×EL、λ、耐衝突特性、限界張出し高さおよびSW十字引張が何れも高いレベルにある。本発明の高強度鋼板のこれらの特性について以下に詳述する。
3. Characteristics As described above, the high-strength steel sheet of the present invention has high levels of TS, YR, TS × EL, λ, impact resistance, limit overhang height, and SW cross tension. These characteristics of the high-strength steel sheet of the present invention will be described in detail below.

(1)引張強度(TS)
980MPa以上のTSを有する。好ましくは、TSは1180MPa以上である。TSが980MPa未満だとより確実に優れた破断特性が得られるが、衝突時の耐荷重が低くなるために好ましくないためである。
(1) Tensile strength (TS)
It has a TS of 980 MPa or more. Preferably, TS is 1180 MPa or more. If TS is less than 980 MPa, excellent fracture characteristics can be obtained more reliably, but this is not preferable because the load resistance at the time of collision becomes low.

(2)降伏比(YR)
0.75以上の降伏比を有する。これにより上述の高い引張強度と相まって高い降伏強度を実現でき、深絞り加工等の加工により得た最終製品を高い応力下で使用することができる。好ましくは、0.80以上の降伏比を有する。
(2) Yield ratio (YR)
It has a yield ratio of 0.75 or more. Thereby, combined with the above-described high tensile strength, high yield strength can be realized, and the final product obtained by processing such as deep drawing can be used under high stress. Preferably, it has a yield ratio of 0.80 or more.

(3)TSと全伸び(EL)との積(TS×EL)
TS×ELが20000MPa以上である。20000MPa以上のTS×ELを有することで、高い強度と高い延性とを同時に有する、高いレベルの強度−延性バランスを得ることができる。好ましくは、TS×ELは23000MPa以上である。
(3) Product of TS and total elongation (EL) (TS x EL)
TS × EL is 20000 MPa or more. By having TS × EL of 20000 MPa or more, a high level of strength-ductility balance having both high strength and high ductility can be obtained. Preferably, TS × EL is 23000 MPa or more.

(4)張出し成形性(限界張出し高さ)
限界張出し高さは、張り出し成形性の評価に用いられている指標である。限界張出し高さは、荷重−ストローク線図において荷重が急激に減少する破断発生時のパンチストロークとする。
より詳細には、Φ120mmの試験片を用い、Φ53.6mmで肩半径8mmのダイとΦ50mmの球頭ポンチを用いて、ポンチと鋼板の間には潤滑用のポリシートをはさみ、ブランクホールド力1000kgfとして張出成形を行い、破断時の高さ(パンチストローク)を測定することにより限界張出し高さ求める。
(4) Overhang formability (limit overhang height)
The limit overhang height is an index used for evaluating the overhang formability. The limit overhang height is defined as the punch stroke at the time of occurrence of breakage in which the load decreases rapidly in the load-stroke diagram.
More specifically, a test piece having a diameter of 120 mm is used, a die having a diameter of 53.6 mm and a shoulder radius of 8 mm and a ball head punch having a diameter of 50 mm are used. As a result, the limit overhang height is obtained by measuring the height at break (punch stroke).

本発明の高強度鋼板は、限界張出し高さが20mm以上であり、好ましくは21mm以上である。   The high strength steel sheet of the present invention has a limit overhang height of 20 mm or more, preferably 21 mm or more.

(5)穴広げ率(λ)
穴広げ率λは、日本鉄鋼連盟規格 JFS T1001に従って求める。試験片に直径d(d=10mm)の打ち抜き穴を空け、先端角度が60°のポンチをこの打ち抜き穴に押し込み、発生した亀裂が試験片の板厚を貫通した時点の打ち抜き穴の直径dを測定し、下記の式より求める。
λ(%)={(d−d)/d}×100
(5) Hole expansion rate (λ)
The hole expansion ratio λ is obtained in accordance with Japan Iron and Steel Federation standard JFS T1001. A punched hole having a diameter d 0 (d 0 = 10 mm) is formed in the test piece, a punch having a tip angle of 60 ° is pushed into the punched hole, and the diameter of the punched hole when the generated crack penetrates the plate thickness of the test piece. d is measured and obtained from the following equation.
λ (%) = {(d−d 0 ) / d 0 } × 100

本発明の高強度鋼板は、穴広げ率λが20%以上、好ましくは30%以上である。これによりプレス成形性等の優れた加工性を得ることができる。   The high-strength steel sheet of the present invention has a hole expansion ratio λ of 20% or more, preferably 30% or more. Thereby, excellent workability such as press formability can be obtained.

(6)引張試験での板厚減少率(R5引張板厚減少率)
5号試験片に半径5mmの円弧形の切欠きを設けた試験片を用い、引張試験の変形速度を10mm/minとして試験を行い、試料を破断させた。その後、破面観察を行い、破面の板厚方向の厚さtを元の板厚tで割った値(t/t)を、板厚減少率とした。
この試験での板厚減少率は、50%以上、好ましくは52%以上、より好ましくは55%以上である。これにより、衝突時に大きく変形しても破断しにくくなるので、優れた耐衝撃特性を有する鋼板を得ることができる。
(6) Plate thickness reduction rate in the tensile test (R5 tensile plate thickness reduction rate)
Using a test piece in which an arc-shaped notch with a radius of 5 mm was provided on a No. 5 test piece, the test was performed at a deformation rate of 10 mm / min in the tensile test, and the sample was broken. Thereafter, the fracture surface was observed, and a value (t 1 / t 0 ) obtained by dividing the thickness t 1 of the fracture surface in the thickness direction by the original thickness t 0 was defined as the thickness reduction rate.
The plate thickness reduction rate in this test is 50% or more, preferably 52% or more, more preferably 55% or more. Thereby, even if it deform | transforms greatly at the time of a collision, since it becomes difficult to fracture | rupture, the steel plate which has the outstanding impact resistance characteristic can be obtained.

(7)スポット溶接の十字引張強度
スポット溶接の十字引張強度はJIS Z 3137に則って評価した。スポット溶接の条件は1.4mmの鋼板を2枚重ねたものを用いた。ドームラジアス型の電極で加圧力4kN、電流を6kAから12kAまでの範囲で0.5kAずつ増加してスポット溶接を行い、溶接時にちりが発生する電流値(最低電流値)を調べた。その最低電流値より0.5kA低い電流でスポット溶接した十字継ぎ手を、十字引張強度の測定用の試料とした。十字引張強度が6kN以上を「良好」とした。なお、十字引張強度は、好ましくは8kN以上、さらに好ましくは10kN以上である。
十字引張強度が6kN以上であると、鋼板から自動車用部品等を製造したとき、溶接時の接合強度の高い部品を得ることができる。
(7) Cross tensile strength of spot welding The cross tensile strength of spot welding was evaluated according to JIS Z 3137. The spot welding was performed by stacking two 1.4 mm steel plates. Spot welding was performed with a dome radius type electrode with a pressurizing force of 4 kN and a current increased by 0.5 kA in the range from 6 kA to 12 kA, and the current value (minimum current value) at which dust was generated during welding was examined. A cross joint spot-welded at a current 0.5 kA lower than the minimum current value was used as a sample for measuring the cross tensile strength. A cross tensile strength of 6 kN or more was defined as “good”. The cross tensile strength is preferably 8 kN or more, more preferably 10 kN or more.
When the cross tensile strength is 6 kN or more, when automobile parts and the like are manufactured from a steel plate, a part having high joint strength during welding can be obtained.

4.製造方法
次に本発明に係る高強度鋼板の製造方法について説明する。
本発明者らは、所定の組成を有する圧延材に詳細を後述する熱処理(マルチステップのオーステンパー処理)を行うことにより、上述の所望の鋼組織を有し、その結果、上述の所望の特性を有する高強度鋼板を得ること見いだしたのである。
以下にその詳細を説明する。
4). Manufacturing Method Next, a manufacturing method of the high strength steel plate according to the present invention will be described.
The inventors of the present invention have the above-mentioned desired steel structure by performing heat treatment (multi-step austemper treatment), which will be described in detail later, on the rolled material having a predetermined composition, and as a result, the above-mentioned desired characteristics. It was found that a high-strength steel sheet having
Details will be described below.

図1は本発明に係る高強度鋼板の製造方法、とりわけ熱処理を説明するダイアグラムである。
熱処理を施す圧延材は、通常、熱間圧延後、冷間圧延を行って製造する。しかし、これに限定されるものでなく熱間圧延および冷間圧延のいずれか一方を行って製造してもよい。また、熱間圧延および冷間圧延の条件は特に限定されるものではない。
(1)オーステナイト化
オーステナイト化工程は、図1の[2]に示すように、Ac点とAc点の中間の2相共存領域、より詳細にはAc点と0.2×Ac点+0.8×Ac点との間の温度T(Ac≦T≦0.2×Ac点+0.8×Ac)で5秒以上保持した後、さらに図1の[3]、[4]に示すようにAc点以上の温度T(Ac≦T)まで加熱温度Tで5〜600秒保持してオーステナイト化する。
FIG. 1 is a diagram for explaining a method for producing a high-strength steel sheet according to the present invention, particularly heat treatment.
The rolled material to be heat-treated is usually produced by hot rolling followed by cold rolling. However, the present invention is not limited to this, and either one of hot rolling and cold rolling may be performed. The conditions for hot rolling and cold rolling are not particularly limited.
(1) Austenitization As shown in [2] in FIG. 1, the austenitization step is a two-phase coexistence region between Ac 1 point and Ac 3 point, more specifically Ac 1 point and 0.2 × Ac 1. after holding for more than 5 seconds at a temperature T 1 of between point + 0.8 × Ac 3 point (Ac 1 ≦ T 1 ≦ 0.2 × Ac 1 point + 0.8 × Ac 3), further in FIG. 1 [3 ], And as shown in [4], it is austenitized by holding at the heating temperature T 2 for 5 to 600 seconds until the temperature T 2 (Ac 3 ≦ T 2 ) of Ac 3 points or more.

温度Tに加熱して5秒以上保持する。好ましくは、保持時間は900秒以下である。なお保持温度Tは、図1の[2]のように、Ac点と0.2×Ac点+0.8×Ac点との間の一定の温度で保持してもよく、例えば、Ac点と0.2×Ac点+0.8×Ac点との間で徐加熱するなど、Ac点と0.2×Ac点+0.8×Ac点との間で変動させてもよい。このように、フェライトとオーステナイトの2相共存領域内の比較的低い温度域で保持することにより、共存するフェライトとオーステナイトのうち、オーステナイト側により多くのMnが配分され、これによりMn濃化領域を得ることができる。そして、このMn濃化領域に形成され熱処理後も残留オーステナイトとして残ったオーステナイトのMn濃度が高いことから炭素濃化領域におけるMnの濃度のばらつき大きくすることが可能となり、高い張出し成形性を実現できる。 By heating to temperatures T 1 holding at least 5 seconds. Preferably, the holding time is 900 seconds or less. The holding temperature T 1 may be held at a constant temperature between Ac 1 point and 0.2 × Ac 1 point + 0.8 × Ac 3 point as shown in [2] in FIG. Between Ac 1 point and 0.2 × Ac 1 point + 0.8 × Ac 3 points, such as gradually heating between Ac 1 point and 0.2 × Ac 1 point + 0.8 × Ac 3 points. It may be varied. Thus, by maintaining at a relatively low temperature range in the two-phase coexistence region of ferrite and austenite, a large amount of Mn is distributed to the austenite side among the coexisting ferrite and austenite. Can be obtained. And since the Mn concentration of the austenite formed in this Mn-concentrated region and remaining as austenite after heat treatment is high, it becomes possible to increase the variation in the Mn concentration in the carbon-concentrated region, and to realize high stretch formability. .

温度TがAc点より低いと、Mnが濃化したオーステナイトの量が少量となり、残留オーステナイト(炭素濃化領域)中のMn濃度のばらつきが小さくなり、十分な張出し成形性を得ることができない。
温度Tが0.2×Ac点+0.8×Ac点より高いと、オーステナイトのMn濃度が低くなり、残留オーステナイト(炭素濃化領域)中のMn濃度のばらつきが小さくなり、十分な張出し成形性を得ることができない。
温度Tでの保持時間が5秒より時間が短いと、Mnが拡散する時間が不足し、オーステナイトへのMn濃化が不十分となり、残留オーステナイト(炭素濃化領域)中のMnのばらつきが小さくなり、十分な張出し成形性を得ることができない。
温度Tでの保持時間は長い方が好ましいが、生産性の観点から900秒以下が好ましい。
When the temperature T 1 is lower than the Ac 1 point, the amount of Mn-enriched austenite becomes small, variation in Mn concentration in the retained austenite (carbon-enriched region) becomes small, and sufficient stretch formability can be obtained. Can not.
When the temperature T 1 is higher than 0.2 × Ac 1 point + 0.8 × Ac 3 points, the Mn concentration of austenite becomes low, and the variation of Mn concentration in the retained austenite (carbon enriched region) becomes small, which is sufficient. The stretch formability cannot be obtained.
The holding time at the temperature T 1 is from time shorter 5 seconds, insufficient time for Mn is diffused, Mn enrichment of the austenite is insufficient, variation in Mn in residual austenite (carbon concentrated region) It becomes small and sufficient stretch formability cannot be obtained.
Although preferably longer holding time at the temperature T 1, preferably 900 seconds or less from the viewpoint of productivity.

好ましくは、温度Tは、0.9×Ac点+0.1×Ac点と0.3×Ac点+0.7×Ac点との間であり、温度Tでの保持時間は10秒以上、800秒以下である。より好ましくは、温度Tは、0.8×Ac点+0.2×Ac点と0.4×Ac点+0.6×Ac点との間であり、温度Tでの保持時間は30秒以上、600秒以下である。
なお、図1に[1]として示した、温度Tまでの加熱速度は、好ましくは5〜20℃/秒である。
Preferably, the temperature T 1 is between 0.9 × Ac 1 point + 0.1 × Ac 3 points and 0.3 × Ac 1 point + 0.7 × Ac 3 points, and the holding time at the temperature T 1 Is 10 seconds or more and 800 seconds or less. More preferably, the temperature T 1 is between 0.8 × Ac 1 point + 0.2 × Ac 3 points and 0.4 × Ac 1 point + 0.6 × Ac 3 points, and is maintained at the temperature T 1. The time is 30 seconds or more and 600 seconds or less.
Incidentally, it is shown as [1] in Figure 1, heating rate of up to temperatures T 1 is preferably 5 to 20 ° C. / sec.

次に図1の[3]および[4]で示すように、Ac点以上の温度T(Ac≦T)まで昇温し温度Tで保持してオーステナイト化する。温度Tでの保持時間5〜600秒である。 Next, as shown in [3] and [4] 1, austenitizing held in Ac 3 point or more temperature T 2 (Ac 3 ≦ T 2 ) until the temperature was raised temperature T 2. A holding time 5-600 seconds at the temperature T 2.

Ac点以上の温度Tに加熱することで、温度Tに加熱した際は,フェライトであった部分もオーステナイトとなる。この新たにオーステナイトに変態した部分は、Mnが濃化していない。このため、オーステナイト中には上述のMnの濃化領域とともにMnが濃化していない領域が存在することとなり、熱処理後の高強度鋼板において、残留オーステナイト(炭素濃化領域)におけるMn濃度のばらつきを大きくすることが可能となり、高い張出し成形性を実現できる。 By heating the Ac 3 point or more temperature T 2, when heated to temperatures T 1 also becomes austenite in a part ferrite. In this newly transformed part to austenite, Mn is not concentrated. For this reason, in the austenite, there is a region where Mn is not concentrated together with the above-described Mn concentration region, and in the high-strength steel sheet after the heat treatment, there is a variation in Mn concentration in the retained austenite (carbon concentrated region). It becomes possible to increase the size, and high stretch formability can be realized.

温度TがAc点よりも低い、または温度Tでの保持時間が5秒より短いと、得られた高強度鋼板のフェライト分率が5%を超えて、YRが低下する。
温度Tが高すぎると、先に形成したMn濃化領域のMnが拡散し、Mn濃度のばらつきが小さくなり過ぎる虞がある。このため、温度TはAc点+50℃以下であることが好ましい。
温度Tでの保持時間が600秒より長いと、拡散によりMn濃化領域のMn濃度が低くなり、残留オーステナイト中のMn濃度のばらつきが小さくなり、張出し成形性が低下する。
If the temperature T 2 is lower than the Ac 3 point or the holding time at the temperature T 2 is shorter than 5 seconds, the ferrite fraction of the obtained high-strength steel sheet exceeds 5%, and YR decreases.
When temperature T 2 is too high, diffused Mn of Mn concentrated region formed earlier, there is a possibility that variation in Mn concentration becomes too small. Therefore, temperature T 2 is preferably less Ac 3 point + 50 ° C..
If the holding time at the temperature T 2 is longer than 600 seconds, Mn concentration of Mn concentrated region by diffusion is low, the variation of the Mn concentration in the retained austenite is reduced, bulging formability is lowered.

好ましくは、温度Tは、Ac点+10℃以上であり、温度Tでの保持時間は10〜450秒である。より好ましくは、温度Tは、Ac点+20℃以上であり、温度Tでの保持時間は20〜300秒である。
図1の[3]に示す、温度Tから温度Tへの加熱は、0.1℃/秒以上、10℃/秒未満の加熱速度で行うことが好ましい。
なお、Ac点およびAc点については、測定により求めてもよいが、その組成を用いて一般的に知られている計算式により算出してよい。
例えば、下記の(1)式および2(式)を用いることにより、Ac点およびAc点を算出できる(例えば、「レスリー鉄鋼材料学」丸善,(1985)参照)。

Ac1点(℃)=723+29.1×[Si]−10.7×[Mn]+16.9×[Cr]−16.9×[Ni] (1)
Ac3点(℃)=910−203×[C]1/2+44.7×[Si]−30×[Mn]+700×[P]+400×[Al]+400×[Ti]+104×[V]−11×[Cr]+31.5×[Mo]−20×[Cu]−15.2×[Ni](2)
ここで、[ ]は、その中に記載された元素の質量%で示される含有量を示す。
(2)100℃以上、300℃未満の間の冷却停止温度まで冷却
上記のオーステナイト化後、図1の[6]に示すように100℃以上、300℃未満の間の冷却停止温度Tまで10℃/秒以上の平均冷却速度で冷却する。冷却停止温度を100℃以上、300℃未満の温度範囲内で制御することで、マルテンサイトに変態せずに残存するオーステナイトの量を調整して、最終的な残留オーステナイト量を制御する。
冷却は、少なくとも650℃〜300℃の間は、平均冷却速度10℃/秒以上で冷却する。平均冷却速度10℃/秒以上とすることで、冷却中のフェライトの形成を抑制し、微細なマルテンサイト主体の組織とするためである。
このような冷却の好ましい例として、図1の[5]に示すように、650℃以上である急冷開始温度Tまでは、0.1℃/秒以上、10℃/秒未満の比較的低い平均冷却速度で冷却(徐冷)し、図1の[6]に示すように、急冷開始温度Tから、300℃以下である冷却停止温度Tまで平均冷却速度10℃/秒以上で冷却(急冷)することを挙げることができる。なお、急冷開始温度Tを650℃以上とすることにより、冷却(徐冷)中にフェライトの形成を抑制することができる。
Preferably, the temperature T 2 is Ac 3 point + 10 ° C. or higher, and the holding time at the temperature T 2 is 10 to 450 seconds. More preferably, temperature T 2 is the Ac 3 point + 20 ° C. or higher, holding time at temperature T 2 is 20 to 300 seconds.
Shown in [3] in FIG. 1, the heating from temperature T 1 of the temperature T 2 is, 0.1 ° C. / sec or more, is preferably carried out at a heating rate of less than 10 ° C. / sec.
In addition, about Ac 1 point and Ac 3 point, although you may obtain | require by a measurement, you may calculate by the calculation formula generally known using the composition.
For example, Ac 1 point and Ac 3 point can be calculated by using the following formulas (1) and 2 (formulas) (see, for example, “Leslie Steel Material Science” Maruzen, (1985)).

Ac 1 point (° C.) = 723 + 29.1 × [Si] −10.7 × [Mn] + 16.9 × [Cr] −16.9 × [Ni] (1)
Ac 3 points (° C.) = 910−203 × [C] 1/2 + 44.7 × [Si] −30 × [Mn] + 700 × [P] + 400 × [Al] + 400 × [Ti] + 104 × [V] −11 × [Cr] + 31.5 × [Mo] −20 × [Cu] −15.2 × [Ni] (2)
Here, [] shows content shown by the mass% of the element described in it.
(2) Cooling to a cooling stop temperature between 100 ° C. and less than 300 ° C. After the above austenitization, as shown in [6] in FIG. 1, to a cooling stop temperature T 3 between 100 ° C. and less than 300 ° C. Cool at an average cooling rate of 10 ° C / second or more. By controlling the cooling stop temperature within a temperature range of 100 ° C. or more and less than 300 ° C., the amount of austenite remaining without transformation to martensite is adjusted, and the final amount of retained austenite is controlled.
The cooling is performed at an average cooling rate of 10 ° C./second or more at least between 650 ° C. and 300 ° C. This is because by setting the average cooling rate to 10 ° C./second or more, formation of ferrite during cooling is suppressed and a fine martensite-based structure is obtained.
As a preferable example of such cooling, as shown in [5] in FIG. 1, it is relatively low at 0.1 ° C./second or more and less than 10 ° C./second until the rapid cooling start temperature T 4 which is 650 ° C. or more. Cool at an average cooling rate (slow cooling) and cool at an average cooling rate of 10 ° C./second or more from a rapid cooling start temperature T 4 to a cooling stop temperature T 3 of 300 ° C. or lower as shown in [6] of FIG. (Quick cooling) can be mentioned. Note that by the rapid cooling start temperature T 4 of 650 ° C. or higher, it is possible to suppress the formation of ferrite during cooling (slow cooling).

冷却速度が、10℃/秒より遅いと、フェライトが形成されて、YRが低下する。また、MAが粗大になるために、穴広げ率が低下する。
冷却停止温度Tが100℃より低いと、残留オーステナイト量が不足する。この結果、TSは高くなるものの、ELが低下し、TS×ELバランスが不足する。
冷却停止温度Tが300℃以上だと、粗大な未変態オーステナイトが増え、その後の冷却でも残存することで、最終的にMAサイズが粗大になり、穴広げ率λが低下する。
なお、好ましい冷却速度は15℃/℃以上であり、より好ましくは20℃/s以上である。好ましい冷却停止温度Tは120℃以上、280℃以下であり、より好ましくは140℃以下、260℃以下である。
If the cooling rate is slower than 10 ° C./second, ferrite is formed and YR decreases. Further, since the MA becomes coarse, the hole expansion rate is lowered.
If the cooling stop temperature T 3 is lower than 100 ° C., the amount of retained austenite is insufficient. As a result, although TS increases, EL decreases and TS × EL balance is insufficient.
When he cooling stop temperature T 3 is 300 ° C. or higher, more coarse untransformed austenite, that also remains in the subsequent cooling, finally MA size becomes coarse, the hole expanding ratio λ is decreased.
In addition, a preferable cooling rate is 15 degreeC / degrees C or more, More preferably, it is 20 degreeC / s or more. Preferred cooling stop temperature T 3 is 120 ° C. or more and 280 ° C. or less, more preferably 140 ° C. or less, 260 ° C. or less.

図1の[7]に示すように、冷却停止温度Tで保持してもよい。保持する場合の好ましい保持時間として、1〜150秒を挙げることができる。保持時間が150秒より長くなっても、得られる鋼板の特性はそれほど向上しないのに、鋼板の生産性は低下するため、150秒以下にするのが好ましい。 As shown in [7] in FIG. 1, it may be held at a cooling stop temperature T 3. A preferable holding time in the case of holding can be 1-150 seconds. Even if the holding time is longer than 150 seconds, the properties of the obtained steel sheet are not improved so much, but the productivity of the steel sheet is lowered.

(3)300〜500℃の温度範囲まで再加熱
図1の[8]に示すように、上述の冷却停止温度Tから300〜500℃範囲にある再加熱温度Tまで、30℃/秒以上の再加熱速度で加熱する。急速に加熱することにより炭化物の析出および成長が促進される温度域での滞在時間を短くすることができ、微細な炭化物の形成を抑制することができる。好ましい再加熱速度は、60℃/s以上、より好ましくは70℃/sである。
このような急速加熱は、例えば高周波加熱、通電加熱などの方法で達成することができる。
(3) Reheating to a temperature range of 300 to 500 ° C. As shown in [8] in FIG. 1, from the above-described cooling stop temperature T 3 to a reheating temperature T 5 in the range of 300 to 500 ° C., 30 ° C./sec. Heat at the above reheating rate. By rapidly heating, the residence time in the temperature range where precipitation and growth of carbides are promoted can be shortened, and formation of fine carbides can be suppressed. A preferable reheating rate is 60 ° C./s or more, more preferably 70 ° C./s.
Such rapid heating can be achieved by a method such as high-frequency heating or electric heating.

再加熱温度Tに到達した後は、図1の[9]に示すようにその温度Tで保持する。そのとき、以下の式(1)で表される焼戻しパラメータPが10000以上、14500以下となるように、かつ、保持時間が1〜150秒とするのが好ましい。本実施形態の鋼板の焼き戻しパラメータPは以下の式(1)で表される。
P=T(K)×(20+log(t/3600)・・・(1)
ここで、Tは焼戻し温度(K)、tは保持時間(秒)である。
After reaching the reheating temperature T 5, held at that temperature T 5 as shown in the FIG. 1 [9]. At that time, it is preferable that the tempering parameter P represented by the following formula (1) is 10000 or more and 14500 or less and the holding time is 1 to 150 seconds. The tempering parameter P of the steel plate of this embodiment is represented by the following formula (1).
P = T (K) × (20 + log (t / 3600) (1)
Here, T is a tempering temperature (K), and t is a holding time (seconds).

再加熱の時、マルテンサイト中に過飽和に固溶している炭素の再分配が起こる。具体的には、マルテンサイトからオーステナイトへの炭素拡散と、マルテンサイトのラス中での炭化物(セメンタイト)の析出の2つの現象が起こる。この二つの現象のうち、炭化物の析出は、低温で長時間の保持を行うと起こりやすい。また、高温で保持する場合であっても、加熱速度が遅い場合や、保持時間が長すぎると、炭化物が析出する。一方、マルテンサイトからオーステナイトへの炭素拡散は、拡散速度に強く依存するために、高温で短時間の処理で十分に行うことができる。   At the time of reheating, redistribution of carbon that is supersaturated in martensite occurs. Specifically, two phenomena occur: carbon diffusion from martensite to austenite and precipitation of carbide (cementite) in the martensite lath. Of these two phenomena, carbide precipitation is likely to occur when holding at low temperature for a long time. Moreover, even if it is a case where it hold | maintains at high temperature, when a heating rate is slow or holding time is too long, a carbide | carbonized_material will precipitate. On the other hand, carbon diffusion from martensite to austenite strongly depends on the diffusion rate, and can be sufficiently performed at a high temperature in a short time.

マルテンサイト中に存在するセメンタイトの粒子は衝突破壊の起点になりやすく、耐衝突特性を低下させる原因になる。よって、再加熱の際には、マルテンサイトのラス内での炭化物(セメンタイト)の析出を抑制しつつ、マルテンサイトからオーステナイトへの炭素拡散を促進させるような再加熱処理を行うことが望ましい。そこで、急速加熱と、高温かつ短時間での熱処理を施すことが有効である。   The cementite particles present in the martensite are likely to become the starting point of collision fracture, which causes a decrease in collision resistance. Therefore, at the time of reheating, it is desirable to perform a reheating treatment that promotes carbon diffusion from martensite to austenite while suppressing the precipitation of carbide (cementite) in the martensite lath. Therefore, it is effective to perform rapid heating and heat treatment at a high temperature in a short time.

ただし、十分な炭素拡散を生じさせて所望の引張強度を得るためには、温度と時間の組合せの因子としての焼戻しパラメータPを一定の範囲内に制御することが必要となる。
焼戻しパラメータPが10000より小さいと、マルテンサイトからオーステナイトへの炭素拡散が十分に起こらず、オーステナイトが不安定になり、残留オーステナイト量が確保できないために、TS×ELバランスが不足する。また、焼戻しパラメータPが14500より大きいと、短時間処理でも炭化物の形成を防止できず、残留オーステナイト量が確保できず、TS×ELバランスが劣化する。なお、焼戻しパラメータが適正でも、加熱速度が低すぎる、時間が長すぎると、マルテンサイトラス内に炭化物が形成されて、衝突変形時の亀裂進展が起こりやすくなり、耐衝突特性が劣化する。マルテンサイトラス内の炭化物の量は、X線小角散乱の散乱強度から求めることができる。
However, in order to obtain sufficient tensile strength by causing sufficient carbon diffusion, it is necessary to control the tempering parameter P as a factor of the combination of temperature and time within a certain range.
If the tempering parameter P is less than 10,000, carbon diffusion from martensite to austenite does not occur sufficiently, the austenite becomes unstable, and the amount of retained austenite cannot be ensured, resulting in insufficient TS × EL balance. On the other hand, if the tempering parameter P is larger than 14500, the formation of carbides cannot be prevented even in a short time treatment, the amount of retained austenite cannot be secured, and the TS × EL balance deteriorates. Even if the tempering parameters are appropriate, if the heating rate is too low and the time is too long, carbides are formed in the martensite lath, and crack propagation is likely to occur at the time of impact deformation, and the impact resistance characteristics deteriorate. The amount of carbide in the martensite lath can be determined from the scattering intensity of X-ray small angle scattering.

再加熱温度Tが300℃より低いと、炭素の拡散が不足して十分な残留オーステナイト量が得られずTS×ELが低下する。再加熱温度Tが500℃より高いと、残留オーステナイトがセメンタイトとフェライトに分解して残留オーステナイトが不足し特性が確保できない。
保持を行わないまたは保持時間が1秒より短いと、同様に炭素の拡散が不足する虞がある。このため、再加熱温度Tで1秒以上の保持を行うのが好ましい。保持時間が150秒より長いと、同様に、炭素がセメンタイトとして析出する虞がある。このため、保持時間は150秒以下であることが好ましい。
好ましい再加熱温度Tは、320〜480℃であり、更に好ましい再加熱温度Tは、340〜460℃である。
好ましくは、焼戻しパラメータPは、10500〜14500であり、このときの好ましい保持時間は1〜150秒である。さらに好ましい焼戻しパラメータPは11000〜14000であり、このときの好ましい保持時間は1〜100秒、より好ましくは1〜60秒である。
When the reheating temperature T 5 is lower than 300 ° C., it decreases the TS × EL is not obtained sufficient amount of residual austenite is insufficient diffusion of carbon. When the reheating temperature T 5 is higher than 500 ° C., the residual austenite becomes insufficient residual austenite is decomposed into cementite and ferrite properties can not be secured.
If the holding is not performed or the holding time is shorter than 1 second, there is a possibility that the carbon diffusion is insufficient. Therefore, to carry out the holding of the at least one second from the reheating temperature T 5 are preferred. If the holding time is longer than 150 seconds, similarly, carbon may be precipitated as cementite. For this reason, the holding time is preferably 150 seconds or less.
Preferred reheating temperature T 5 is three hundred twenty to four hundred and eighty ° C., still more preferably the reheating temperature T 5 is a 340-460 ° C..
Preferably, the tempering parameter P is 10500 to 14500, and a preferable holding time at this time is 1 to 150 seconds. A more preferable tempering parameter P is 11000 to 14000, and a preferable holding time at this time is 1 to 100 seconds, and more preferably 1 to 60 seconds.

再加熱の後、図1の[10]に示すように、例えば室温のような200℃以下の温度まで冷却してよい。200℃以下までの好ましい平均冷却速度として10℃/秒を挙げることができる。
以上の熱処理により本発明の高強度鋼板を得ることができる。
After the reheating, as shown in [10] in FIG. 1, it may be cooled to a temperature of 200 ° C. or lower such as room temperature. A preferable average cooling rate up to 200 ° C. or less can be 10 ° C./second.
The high-strength steel sheet of the present invention can be obtained by the above heat treatment.

以上に説明した本発明の実施形態に係る高強度鋼板の製造方法に接した当業者であれば、試行錯誤により、上述した製造方法と異なる製造方法により本発明に係る高強度鋼板を得ることができる可能性がある。   If it is those skilled in the art who contacted the manufacturing method of the high-strength steel plate which concerns on embodiment of this invention demonstrated above, the high-strength steel plate which concerns on this invention by the manufacturing method different from the manufacturing method mentioned above by trial and error can be obtained. There is a possibility.

1.サンプル作製
表1に記載した化学組成を有する鋳造材を真空溶製で製造した後、この鋳造材を熱間鍛造で板厚30mmの鋼板にした後、熱間圧延を施した。なお、表1には組成から計算したAc点も記載した
熱間圧延の条件は本特許の最終組織および特性に本質的な影響を施さないが、1200℃に加熱した後、多段圧延で板厚2.5mmとした。この時、熱間圧延の終了温度は880℃とした。その後、600℃まで30℃/秒で冷却し、冷却を停止し、600℃に加熱した炉に挿入後、30分保持し、その後、炉冷し、熱延鋼板とした。
この熱延鋼板に酸洗を施して表面のスケールを除去した後、1.4mmまで冷間圧延を施した。この冷間圧延板に熱処理を行い、サンプルを得た。熱処理条件を表2に示した。なお、表2中の例えば、[2]のように[ ]を内に示した番号は、図1中に[ ]内に示した同じ番号のプロセスに対応する。
1. Sample Production After a cast material having the chemical composition shown in Table 1 was manufactured by vacuum melting, this cast material was hot forged into a steel plate having a thickness of 30 mm, and then subjected to hot rolling. Table 1 also shows the Ac 3 points calculated from the composition. The hot rolling conditions do not substantially affect the final structure and properties of this patent, but after heating to 1200 ° C., the plate is subjected to multi-stage rolling. The thickness was 2.5 mm. At this time, the end temperature of the hot rolling was 880 ° C. Then, it cooled to 600 degreeC at 30 degree-C / sec, stopped cooling, and after inserting into the furnace heated at 600 degreeC, it hold | maintained for 30 minutes, and then cooled in the furnace, and was set as the hot-rolled steel plate.
The hot-rolled steel sheet was pickled to remove the surface scale, and then cold-rolled to 1.4 mm. The cold-rolled plate was heat-treated to obtain a sample. The heat treatment conditions are shown in Table 2. In Table 2, for example, a number indicated in [] as in [2] corresponds to a process having the same number indicated in [] in FIG.

表2において、サンプルNo.1では、オーステナイト化を温度Tと温度Tの2段階に分けて行わずに、温度Tに相当するAc点以上の温度でのみ保持した。
サンプルNo.9は、100℃以上、300℃未満の間の冷却停止温度まで冷却する代わりに、再加熱温度まで冷却した後にその温度で保持したサンプル(図1で[7]〜[8]に相当する工程をスキップしたサンプル)である。
サンプル15および31〜36は、加熱温度Tと急冷開始温度Tを同じにしたサンプルである。すなわち、オーステナイト化後、冷却停止温度Tまで1段階で冷却したサンプルである。
[8]に相当する再加熱は通電加熱法により行った。
なお,表1〜表4において、アスタリスク(*)を付した数値は、本発明の範囲から外れていることを示している。
In Table 2, sample no. In No. 1, austenitization was not performed in two stages of temperature T 1 and temperature T 2 , but was held only at a temperature equal to or higher than Ac 3 points corresponding to temperature T 2 .
Sample No. 9 is a sample (steps corresponding to [7] to [8] in FIG. 1) that is held at that temperature after cooling to the reheating temperature instead of cooling to a cooling stop temperature between 100 ° C. and less than 300 ° C. Sample skipped).
Samples 15 and 31 to 36 are samples in which the heating temperature T 2 and quench start temperature T 4 to the same. That is, after austenitization, a sample cooled in one step to a cooling stop temperature T 3.
The reheating corresponding to [8] was performed by an electric heating method.
In Tables 1 to 4, numerical values marked with an asterisk (*) indicate that they are out of the scope of the present invention.

Figure 2018021233
Figure 2018021233

Figure 2018021233
Figure 2018021233

2.鋼組織
それぞれのサンプルについて上述した方法により、フェライト分率、焼戻しマルテンサイトと焼戻しベイナイトの合計分率(表3には「焼戻しM/B」と記載)、残留オーステナイト量(残留γ量)、MAの平均サイズ、炭素濃化領域のMn濃度分布の半価幅、およびX線小角散乱のq値が1nm−1での散乱強度を求めた。残留オーステナイト量の測定には、株式会社リガク製2次元微小部X線回折装置(RINT−RAPIDII)を用いた。得られた結果を表3に示す。
なお、本実施例において、表3に記載された鋼組織以外の鋼組織(残組織)は、サンプルNo.9を除いたサンプルでは焼き戻されていないマルテンサイトであり、サンプルNo.9では焼き戻されていないベイナイトである。
2. Steel structure By the method described above for each sample, the ferrite fraction, the total fraction of tempered martensite and tempered bainite (described as “tempered M / B” in Table 3), the amount of retained austenite (residual γ amount), MA , The half-value width of the Mn concentration distribution in the carbon-enriched region, and the scattering intensity when the q-value of X-ray small angle scattering is 1 nm −1 . For the measurement of the amount of retained austenite, a two-dimensional micro part X-ray diffractometer (RINT-RAPIDII) manufactured by Rigaku Corporation was used. The obtained results are shown in Table 3.
In this example, the steel structures (remaining structures) other than the steel structures described in Table 3 are sample Nos. Samples other than 9 are martensite that has not been tempered. 9 is a bainite that has not been tempered.

Figure 2018021233
Figure 2018021233

3.機械的特性
得られたサンプルについて、引張試験機を用いて、YS、TS、ELを測定し、YRおよびTS×ELを算出した。また、上述の方法により穴拡げ率λ、限界張出し高さ、スポット溶接部の十字引張強度(SW十字引張)およびR5引張板厚減少率を求めた。得られた結果を表4に示す。
3. Mechanical properties About the obtained sample, YS, TS, and EL were measured using the tensile tester, and YR and TSxEL were computed. Further, the hole expansion ratio λ, the limit overhang height, the cross tensile strength (SW cross tension) of the spot welded portion, and the R5 tensile plate thickness reduction rate were determined by the above-described methods. Table 4 shows the obtained results.

Figure 2018021233
Figure 2018021233

表4の結果を考察する。サンプルNo.12〜15、18、21および29〜36は、本発明で規定する全ての要件(組成、製造条件および鋼組織)を満たす実施例である。これらの試料はいずれも、980MPa以上の引張強度(TS)、0.75以上の降伏比(YR)、20000MPa以上のTS×EL、20%以上の穴広げ率(λ)、限界張出し高さが16mm以上、6kN以上のSW十字引張および50%以上のR5引張板厚減少率(RA)を達成している。   Consider the results in Table 4. Sample No. 12-15, 18, 21 and 29-36 are examples which satisfy | fill all the requirements (a composition, manufacturing conditions, and steel structure) prescribed | regulated by this invention. All of these samples have a tensile strength (TS) of 980 MPa or more, a yield ratio (YR) of 0.75 or more, TS × EL of 20000 MPa or more, a hole expansion ratio (λ) of 20% or more, and a limit overhang height. SW cross tension of 16 mm or more, 6 kN or more, and R5 tensile thickness reduction ratio (RA) of 50% or more are achieved.

これに対して、サンプルNo.1では、オーステナイト化を温度Tと温度Tの2段階に分けて行わずに、温度Tに相当するAc点以上の温度でのみ保持したことから、炭素濃化領域におけるMnの濃度分布の半価幅の値が小さく、限界張出し高さが低くなっている。さらに[7]保持時間が300秒と長かったため、炭化物(セメンタイト)が析出した。また、X線小角散乱の散乱強度が大きいことから、約1nmのセメンタイトの体積分率が大きいといえる。その結果、耐衝突特性(板厚減少率)が低下した。 In contrast, sample no. In No. 1, since austenitization is not performed in two stages of temperature T 1 and temperature T 2 , but is held only at a temperature of three or more points corresponding to temperature T 2 , the Mn concentration in the carbon concentration region The value of the half width of the distribution is small, and the limit overhang height is low. [7] Since the holding time was as long as 300 seconds, carbide (cementite) was precipitated. Further, since the scattering intensity of X-ray small angle scattering is large, it can be said that the volume fraction of about 1 nm cementite is large. As a result, the impact resistance characteristics (thickness reduction rate) decreased.

サンプルNo.2は、保持温度Tが低いため、炭素濃化領域におけるMnの濃度分布の半価幅の値が小さく、限界張出し高さが低くなっている。 Sample No. In No. 2, since the holding temperature T1 is low, the value of the half-value width of the Mn concentration distribution in the carbon concentration region is small, and the limit overhang height is low.

サンプルNo.3は、保持温度Tが高いため、炭素濃化領域におけるMnの濃度分布の半価幅の値が小さく、限界張出し高さが低くなっている。さらに[7]保持時間が300秒と長かったため、炭化物(セメンタイト)が析出した。また、X線小角散乱の散乱強度が大きいことから、約1nmのセメンタイトの体積分率が大きいといえる。その結果、耐衝突特性(板厚減少率)が低下した。 Sample No. 3, because of the high holding temperature T 1, the value of the half width of the density distribution of Mn in the carbon concentrated region is small, the limit projecting height is lower. [7] Since the holding time was as long as 300 seconds, carbide (cementite) was precipitated. Further, since the scattering intensity of X-ray small angle scattering is large, it can be said that the volume fraction of about 1 nm cementite is large. As a result, the impact resistance characteristics (thickness reduction rate) decreased.

サンプルNo.4および5は、加熱温度Tに加熱し保持後、Tと同じ温度を加熱温度Tとして選択したため、十分に高い温度でのオーステナイト化を行うことができなかった。このため、フェライト量が多く、焼戻しマルテンサイトと焼戻しベイナイトの合計分率が低く、炭素濃化領域におけるMnの濃度分布の半価幅の値が小さくなっている。この結果、引張強度、降伏比および限界張出し高さが低くなっている。 Sample No. Since 4 and 5 were heated to the heating temperature T 1 and held, and the same temperature as T 1 was selected as the heating temperature T 2 , austenitization at a sufficiently high temperature could not be performed. For this reason, the amount of ferrite is large, the total fraction of tempered martensite and tempered bainite is low, and the value of the half-value width of the Mn concentration distribution in the carbon enriched region is small. As a result, the tensile strength, yield ratio, and limit overhang height are low.

サンプルNo.6は、加熱温度Tが低く、フェライド量が多くなり、この結果、降伏比が低くなっている。
サンプルNo.7は、冷却停止温度Tが高いため、焼戻しマルテンサイトと焼戻しベイナイトの合計分率が低くなっており、かつMAの平均サイズが大きくなっている。この結果、穴広げ率が低くなっている。
サンプルNo.8は、加熱温度Tでの保持時間が短いため、炭素濃化領域におけるMnの濃度分布の半価幅の値が小さく、この結果、限界張出し高さが低くなっている。
Sample No. 6, the heating temperature T 2 is low, it often Feraido amount, as a result, the yield ratio is low.
Sample No. 7, because of the high cooling stop temperature T 3, which is tempered martensite and tempered bainite total fraction is low and the average size of the MA is increased. As a result, the hole expansion rate is low.
Sample No. In No. 8, since the holding time at the heating temperature T1 is short, the value of the half width of the Mn concentration distribution in the carbon concentration region is small, and as a result, the limit overhang height is low.

サンプルNo.9は、加熱温度Tでの保持時間が長く、また冷却停止温度Tが高い。このため、焼戻しマルテンサイトと焼戻しベイナイトの合計分率が0%であり、MAの平均サイズが大きく、かつMnの濃度分布の半価幅の値が小さくなっている。この結果、引張強度、穴広げ率および限界張出し高さが低くなっている。さらに、その温度で300秒([9]保持時間)保持しているため炭化物の形成も少ない。これらの結果、穴広げ率λが低下した。 Sample No. No. 9 has a long holding time at the heating temperature T 2 and a high cooling stop temperature T 3 . For this reason, the total fraction of tempered martensite and tempered bainite is 0%, the average size of MA is large, and the value of the half-value width of the concentration distribution of Mn is small. As a result, the tensile strength, the hole expansion rate, and the limit overhang height are low. Furthermore, since it is held at that temperature for 300 seconds ([9] holding time), the formation of carbides is small. As a result, the hole expansion ratio λ decreased.

サンプルNo.10は、冷却停止温度Tが低く、残留オーステナイト量が少なく、この結果、TS×ELの値および限界張出し高さが低くなっている。 Sample No. 10, the cooling stop temperature T 3 is low, less the amount of retained austenite, as a result, the values and limitations projecting height of TS × EL is low.

サンプルNo.11は、[8]再加熱速度が30℃/秒と遅かったため、炭化物(セメンタイト)が析出した。また、X線小角散乱の散乱強度が大きいことから、約1nmのセメンタイトの体積分率が大きいといえる。その結果、耐衝突特性(板厚減少率)が低下した。   In sample No. 11, [8] the reheating rate was as low as 30 ° C./sec, so that carbide (cementite) was precipitated. Further, since the scattering intensity of X-ray small angle scattering is large, it can be said that the volume fraction of about 1 nm cementite is large. As a result, the impact resistance characteristics (thickness reduction rate) decreased.

サンプルNo.16は、急冷開始温度Tが低くいため、フェライド量が多く、焼戻しマルテンサイトと焼戻しベイナイトの合計分率が低い。この結果、引張強度および降伏比が低くなっている。さらに[9]保持時間が300秒と長かったため、炭化物(セメンタイト)が析出した。また、X線小角散乱の散乱強度が大きいことから、約1nmのセメンタイトの体積分率が大きいといえる。その結果、耐衝突特性(板厚減少率)が低下した。 Sample No. No. 16 has a low rapid quenching start temperature T 4 , so the amount of ferride is large, and the total fraction of tempered martensite and tempered bainite is low. As a result, the tensile strength and the yield ratio are low. [9] Since the holding time was as long as 300 seconds, carbide (cementite) was precipitated. Further, since the scattering intensity of X-ray small angle scattering is large, it can be said that the volume fraction of about 1 nm cementite is large. As a result, the impact resistance characteristics (thickness reduction rate) decreased.

サンプルNo.17は、[8]再加熱速度が15℃/秒と遅かったため、炭化物(セメンタイト)が析出した。また、X線小角散乱の散乱強度が大きいことから、約1nmのセメンタイトの体積分率が大きいといえる。その結果、耐衝突特性(板厚減少率)が低下した。   In sample No. 17, the [8] reheating rate was as low as 15 ° C./second, and therefore carbide (cementite) precipitated. Further, since the scattering intensity of X-ray small angle scattering is large, it can be said that the volume fraction of about 1 nm cementite is large. As a result, the impact resistance characteristics (thickness reduction rate) decreased.

サンプルNo.19は、再加熱温度Tが高く、そのためパラメータが14604と高くなり、残留オーステナイト量が少なくなっている。この結果、TS×ELの値および限界張出し高さが低くなっている。また、X線小角散乱の散乱強度が大きいことから、約1nmのセメンタイトの体積分率が大きいといえる。その結果、耐衝突特性(板厚減少率)が低下した。 Sample No. 19 has a high reheating temperature T 5, therefore the parameters increases the 14604, the amount of retained austenite is low. As a result, the value of TS × EL and the limit overhang height are low. Further, since the scattering intensity of X-ray small angle scattering is large, it can be said that the volume fraction of about 1 nm cementite is large. As a result, the impact resistance characteristics (thickness reduction rate) decreased.

サンプルNo.20は、再加熱温度Tが低く、そのためパラメータが9280と低くなり、残留オーステナイト量が少なくなっている。この結果、TS×ELの値および限界張出し高さが低くなっている。 Sample No. 20, the reheating temperature T 5 is low, therefore the parameter is lowered and 9280, the amount of retained austenite is low. As a result, the value of TS × EL and the limit overhang height are low.

サンプルNo.22は、C量が低く、残留オーステナイト量が少なく、この結果、TS×ELの値および限界張出し高さが低くなっている。
サンプルNo.23は、Mn量が多く、残留オーステナイト量が少なく、この結果、TS×ELの値および限界張出し高さが低くなっている。
Sample No. No. 22 has a low amount of C and a small amount of retained austenite. As a result, the value of TS × EL and the limit overhang height are low.
Sample No. No. 23 has a large amount of Mn and a small amount of retained austenite. As a result, the value of TS × EL and the limit overhang height are low.

サンプルNo.24は、Mn量が少なく、フェライト量が多く、焼戻しマルテンサイトと焼戻しベイナイトの合計量が不足している。この結果、引張強度および降伏比が低くなっている。
サンプルNo.25は、Si+Al量が低く、焼戻しマルテンサイトと焼戻しベイナイトの合計分率および残留オーステナイト量が低く、MA平均のサイズが大きくなっている。この結果、TS×ELの値、穴広げ率および限界張出し高さが低くなっている。
Sample No. No. 24 has a small amount of Mn, a large amount of ferrite, and a total amount of tempered martensite and tempered bainite is insufficient. As a result, the tensile strength and the yield ratio are low.
Sample No. No. 25 has a low Si + Al content, a low total fraction of tempered martensite and tempered bainite and a residual austenite content, and a large MA average size. As a result, the value of TS × EL, the hole expansion rate, and the limit overhang height are low.

サンプルNo.26は、C量が多く、その結果SW十字引張強度が低くなっている。
サンプルNo.27は、Si+Al量が多く、この結果、TS×ELの値および限界張出し高さが低くなっている。
サンプルNo.28は、保持温度Tが高いため、炭素濃化領域におけるMnの濃度分布の半価幅の値が小さく、限界張出し高さが低くなっている。
Sample No. No. 26 has a large amount of C, and as a result, the SW cross tensile strength is low.
Sample No. No. 27 has a large amount of Si + Al, and as a result, the value of TS × EL and the limit overhang height are low.
Sample No. Since No. 28 has a high holding temperature T1, the value of the half width of the Mn concentration distribution in the carbon concentration region is small, and the limit overhang height is low.

4.まとめ
このように、本発明に規定する組成と鋼組織を満たす鋼板は、引張強度(TS)、降伏比(YR)、(TS)と全伸び(EL)との積(TS×EL)、穴広げ率(λ)、引張試験時の破断部の板厚減少率(RA)、限界張出し高さおよびスポット溶接部の十字引張強度が何れも高いレベルとなることが確認できた。
また、本発明の製造方法によれば、本発明に規定する組成と鋼組織を満たす鋼板を製造することができることが確認できた。
4). Summary As described above, the steel sheet satisfying the composition and steel structure defined in the present invention has a tensile strength (TS), a yield ratio (YR), a product of (TS) and total elongation (EL) (TS × EL), a hole. It was confirmed that the spreading rate (λ), the thickness reduction rate (RA) of the fractured portion during the tensile test, the limit overhang height, and the cross tensile strength of the spot welded portion were all at high levels.
Moreover, according to the manufacturing method of this invention, it has confirmed that the steel plate which satisfy | fills the composition and steel structure prescribed | regulated to this invention can be manufactured.

Claims (6)

C :0.15質量%〜0.35質量%、
SiとAlの合計:0.5質量%〜3.0質量%、
Mn:1.0質量%〜4.0質量%、
P :0.05質量%以下、
S :0.01質量%以下、
を含み、残部がFeおよび不可避不純物からなり、
鋼組織が、
フェライト分率が5%以下であり、
焼戻しマルテンサイトと焼戻しベイナイトの合計分率が60%以上であり、
残留オーステナイト量が10%以上であり、
MAの平均サイズが1.0μm以下であり、
残留オーステナイト量と等しい量である炭素濃化領域におけるMnの濃度分布の半価幅が0.3質量%以上であり、
X線小角散乱でのq値が1nm−1での散乱強度が1.0cm−1以下である高強度鋼板。
C: 0.15% by mass to 0.35% by mass,
Total of Si and Al: 0.5% by mass to 3.0% by mass,
Mn: 1.0% by mass to 4.0% by mass,
P: 0.05 mass% or less,
S: 0.01% by mass or less,
And the balance consists of Fe and inevitable impurities,
Steel structure
The ferrite fraction is 5% or less,
The total fraction of tempered martensite and tempered bainite is 60% or more,
The amount of retained austenite is 10% or more,
The average size of MA is 1.0 μm or less,
The half width of the concentration distribution of Mn in the carbon enrichment region, which is equal to the amount of retained austenite, is 0.3% by mass or more,
A high-strength steel sheet having a scattering intensity of 1.0 cm −1 or less when the q value in X-ray small angle scattering is 1 nm −1 .
C量が0.30質量%以下である請求項1に記載の高強度鋼板。   The high-strength steel sheet according to claim 1, wherein the C content is 0.30 mass% or less. Al量が0.10質量%未満である請求項1または2に記載の高強度鋼板。   The high-strength steel sheet according to claim 1 or 2, wherein the amount of Al is less than 0.10% by mass. C:0.15質量%〜0.35質量%、SiとAlの合計:0.5質量%〜3.0質量%、Mn:1.0質量%〜4.0質量%、P:0.05質量%以下、S:0.01質量%以下、を含み、残部がFeおよび不可避不純物からなる圧延材を用意することと、
前記圧延材をAc点と0.2×Ac点+0.8×Ac点との間の温度で5秒以上保持した後、Ac点以上の温度まで加熱し5〜600秒間保持してオーステナイト化することと、
前記オーステナイト化後、650℃以上の温度から100℃〜300℃の間の冷却停止温度まで10℃/秒以上の平均冷却速度で冷却することと、
前記冷却停止温度から300〜500℃範囲にある再加熱温度まで30℃/秒以上の平均加熱速度で加熱することと、
前記再加熱温度Tにおいて、式(1)で規定される焼戻しパラメータPが10000〜14500かつ保持時間tが1〜150秒を満たすように保持することと、
前記保持の後、前記再加熱温度から200℃まで10℃/秒以上の平均冷却速度で冷却すること、
を含む、高強度鋼板の製造方法。
P=T×(20+log(t/3600))・・・(1)
ここで、T: 再加熱温度(K)、t: 保持時間(秒)である。
C: 0.15% by mass to 0.35% by mass, Si and Al in total: 0.5% by mass to 3.0% by mass, Mn: 1.0% by mass to 4.0% by mass, P: 0.0. Preparing a rolled material comprising 05% by mass or less, S: 0.01% by mass or less, and the balance being Fe and inevitable impurities;
The rolled material is held at a temperature between Ac 1 point and 0.2 × Ac 1 point + 0.8 × Ac 3 points for 5 seconds or more, then heated to Ac 3 points or more and held for 5 to 600 seconds. Austenite,
After the austenitization, cooling at an average cooling rate of 10 ° C / second or more from a temperature of 650 ° C or more to a cooling stop temperature of 100 ° C to 300 ° C;
Heating from the cooling stop temperature to a reheating temperature in the range of 300 to 500 ° C. at an average heating rate of 30 ° C./second or more;
Holding at the reheating temperature T so that the tempering parameter P defined by the formula (1) is 10,000 to 14500 and the holding time t is 1 to 150 seconds;
After the holding, cooling from the reheating temperature to 200 ° C. at an average cooling rate of 10 ° C./second or more,
A method for producing a high-strength steel sheet including
P = T × (20 + log (t / 3600)) (1)
Here, T: reheating temperature (K), t: holding time (second).
前記冷却停止温度までの冷却が、650℃以上の温度である急冷開始温度まで平均冷却速度0.1℃/秒以上、10℃/秒未満で冷却することと、前記急冷開始温度から前記冷却停止温度まで平均冷却速度10℃/秒以上で冷却することを含む請求項4に記載の高強度鋼板の製造方法。   Cooling to the cooling stop temperature is performed at an average cooling rate of 0.1 ° C./second or more and less than 10 ° C./second to a rapid cooling start temperature that is a temperature of 650 ° C. or higher, and the cooling is stopped from the rapid cooling start temperature. The method for producing a high-strength steel sheet according to claim 4, comprising cooling to a temperature at an average cooling rate of 10 ° C./second or more. 前記焼戻しパラメータが11000〜14000、保持時間が1〜150秒である請求項4または5に記載の製造方法。   The manufacturing method according to claim 4 or 5, wherein the tempering parameter is 11000 to 14000 and the holding time is 1 to 150 seconds.
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