JP6875914B2 - 高強度鋼板およびその製造方法 - Google Patents

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。

自動車用部品等に供される鋼板は、燃費改善を実現するために薄肉化が求められており、薄肉化及び部品強度確保を達成するために鋼板の高強度化が求められている。特許文献１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を開示している。

特開２００９−２０３５４８号公報

しかし、自動車用部品をはじめとする多くの用途において、高い引張強度と優れた深絞り性を有するだけでなく、さらに優れた強度延性バランス、高い降伏比および優れた張り出し成形性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、深絞り特性および張出し成形性それぞれについて、具体的には、以下のことが求められている。
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。さらに引張強度については、溶接部においても十分な値を有することが求められている。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。
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も必要である。このため、具体的には０．７０以上の降伏比（ＹＲ＝ＹＳ／ＴＳ）が求められている。

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２１０００ＭＰａ％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。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。

しかし、特許文献１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。

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）、スポット溶接部の十字引張強度（ＳＷ十字引張）、降伏比（ＹＲ）、（ＴＳ）と全伸び（ＥＬ）との積（ＴＳ×ＥＬ）、穴広げ率（λ）および限界張出し高さ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。

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％以上である高強度鋼板である。

本発明の態様２は、Ｃ量が０．３０質量％以下である態様２に記載の高強度鋼板である。

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。

本発明の態様４は、さらに、Ｃｕ：０．５０質量％以下、Ｎｉ：０．５０質量％以下、Ｃｒ：０．５０質量％以下、Ｍｏ：０．５０質量％以下、Ｂ：０．０１質量％以下、Ｖ：０．０５質量％以下、Ｎｂ：０．０５質量％以下、Ｔｉ：０．０５質量％以下、Ｃａ：０．０５質量％以下、ＲＥＭ：０．０１質量％以下、の１種または２種以上を含む態様１〜３のいずれか１つの態様記載の高強度鋼板である。

本発明の態様５は、上記態様１〜４のいずれか１つの態様に記載の成分組成を有する圧延材を用意することと、
前記圧延材をＡｃ_１点と０．２×Ａｃ_１点＋０．８×Ａｃ_３点との間の温度で５秒以上保持した後、Ａｃ_３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℃から１００℃〜３００℃の間の冷却停止温度まで１０℃／秒以上の冷却速度で冷却することと、
冷却停止温度から３００〜５００℃の範囲にある再加熱温度まで加熱することと、を含む高強度鋼板の製造方法である。

本発明の態様６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５に記載の製造方法である。

本発明によれば、引張強度（ＴＳ）、スポット溶接部の十字引張強度（ＳＷ十字引張）、降伏比（ＹＲ）、（ＴＳ）と全伸び（ＥＬ）との積（ＴＳ×ＥＬ）、穴広げ率（λ）および限界張出し高さが、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。

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。

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以下とし、さらに、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を０．３質量％以上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、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。

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_１点とＡｃ_３点の中間の２相共存領域、より詳細にはＡｃ_１点〜０．２×Ａｃ_１点＋０．８×Ａｃ_３点の間の温度で所定時間保持した後、Ａｃ_３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。

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。

１．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。

（１）Ｃ：０．１５〜０．３５％
Ｃは所望の組織を得て、高い（ＴＳ×ＥＬ）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％超は溶接に適さず、十分な溶接強度を得ることができない。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０．３０％以下だとより容易に溶接することができる。

（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の形成を促進する働きを有する。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とアルミニウムの合計が３．０％を超えると粗大なＭＡを形成する。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２．０％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。

（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_１点〜０．２×Ａｃ_１点＋０．８×Ａｃ_３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。

（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。

（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。

（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。

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。

（７）その他の元素
Ｃｕ：０．５０質量％以下、Ｎｉ：０．５０質量％以下、Ｃｒ：０．５０質量％以下、Ｍｏ：０．５０質量％以下、Ｂ：０．０１質量％以下、Ｖ：０．０５質量％以下、Ｎｂ：０．０５質量％以下、Ｔｉ：０．０５質量％以下、Ｃａ：０．０５質量％以下、ＲＥＭ：０．０１質量％以下、の１種または２種以上
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、ＭｏおよびＢは、焼き入れ性を高めることで、フェライトの形成を防止し、かつ、オーステナイトの安定化やベイナイトの微細化に寄与することで強度−延性バランスを向上する。
Ｖ、ＮｂおよびＴｉは、母相を析出強化することで、延性を大きく劣化させずに強度を高めることで、強度−延性バランスを向上させる。
ＣａおよびＲＥＭは、ＭｎＳに代表される介在物を微細に分散させることで、強度−延性バランスおよび穴広げ性の改善に寄与する。ここで、本発明に用いられるＲＥＭ（希土類元素）としては、Ｓｃ、Ｙ、ランタノイド等が挙げられる。
ただし、これらの元素を過剰に含有させても、上記それぞれの効果が飽和してしまい経済的に無駄であるので、これらの元素は上記各上限値以下の量とするのが好ましい。

２．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）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。

（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。

（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２１０００ＭＰａ％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。

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。

（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。

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。

（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。

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。

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。

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。

（６）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、焼戻しベイナイトおよび残留オーステナイト以外の鋼組織は特に規定していない。しかしながら、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、パーライト等が存在しても、本発明の効果は発揮される。

３．特性
上述のように本発明の高強度鋼板は、ＴＳ、ＹＲ、ＴＳ×ＥＬ、穴広げ率（λ）、スポット溶接部の十字引張強度（ＳＷ十字引張）および限界張出し高さ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。

（１）引張強度（ＴＳ）
９８０ＭＰａ以上のＴＳを有する。これにより十分な強度を確保できる。

（２）降伏比（ＹＲ）
０．７０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、０．７５以上の降伏比を有する。

（３）ＴＳと全伸び（ＥＬ）との積（ＴＳ×ＥＬ）
ＴＳ×ＥＬが２１０００ＭＰａ％以上である。２１０００ＭＰａ％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。

（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。

本発明の高強度鋼板は、限界張出し高さが１６ｍｍ以上であり、好ましくは１７ｍｍ以上である。

（５）穴広げ率（λ）
穴広げ率λは、ＪＩＳ Ｚ ２２５６に従って求める。試験片に直径ｄ_０（ｄ_０＝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_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。

（６）スポット溶接部十字引張強度（ＳＷ十字引張）
スポット溶接部の十字引張強度はＪＩＳ Ｚ ３１３７に則って評価する。スポット溶接の条件は鋼板（後述の実施例では厚さ１．４ｍｍの鋼板）を２枚重ねたものを用い、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０．５ｋＡピッチでスポット溶接を実施する。これにより、ちりが発生する最低電流を求める。そして。ちりが発生した最低電流よりも０．５ｋＡ低い電流でスポット溶接した継ぎ手の十字引張強度を測定する。

本発明の高強度鋼板は、スポット溶接部の十字引張強度（ＳＷ十字引張）が６ｋＮ以上、好ましくは８ｋＮ以上、より好ましくは１０ｋＮ以上である。

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、以下に説明する熱処理（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。

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_１点とＡｃ_３点の中間の２相共存領域、より詳細にはＡｃ_１点と０．２×Ａｃ_１点＋０．８×Ａｃ_３点との間の温度Ｔ_１（Ａｃ_１≦Ｔ_１≦０．２×Ａｃ_１点＋０．８×Ａｃ_３）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_３点以上の温度Ｔ_２（Ａｃ_３≦Ｔ_２）まで加熱温度Ｔ_２で５〜６００秒保持してオーステナイト化する。

温度Ｔ_１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_１は、図１の［２］のように、Ａｃ_１点と０．２×Ａｃ_１点＋０．８×Ａｃ_３点との間の一定の温度で保持してもよく、例えば、Ａｃ_１点と０．２×Ａｃ_１点＋０．８×Ａｃ_３点との間で徐加熱するなど、Ａｃ_１点と０．２×Ａｃ_１点＋０．８×Ａｃ_３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。

温度Ｔ_１がＡｃ_１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_１が０．２×Ａｃ_１点＋０．８×Ａｃ_３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_１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_１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。

好ましくは、温度Ｔ_１は、０．９×Ａｃ_１点＋０．１×Ａｃ_３点と０．３×Ａｃ_１点＋０．７×Ａｃ_３点との間であり、温度Ｔ_１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_１は、０．８×Ａｃ_１点＋０．２×Ａｃ_３点と０．４×Ａｃ_１点＋０．６×Ａｃ_３点との間であり、温度Ｔ_１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_１までの加熱速度は、好ましくは５〜２０℃／秒である。

次に図１の［３］および［４］で示すように、Ａｃ_３点以上の温度Ｔ_２（Ａｃ_３≦Ｔ_２）まで昇温し温度Ｔ_２で保持してオーステナイト化する。温度Ｔ_２での保持時間５〜６００秒である。

Ａｃ_３点以上の温度Ｔ_２に加熱することで、温度Ｔ_１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。

温度Ｔ_２がＡｃ_３点よりも低い、または温度Ｔ_２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_２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_２はＡｃ_３点＋５０℃以下であることが好ましい。
温度Ｔ_２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。

好ましくは、温度Ｔ_２は、Ａｃ_３点＋１０℃以上であり、温度Ｔ_２での保持時間は１０〜４５０秒である。より好ましくは、温度Ｔ_２は、Ａｃ_３点＋２０℃以上であり、温度Ｔ_２での保持時間は２０〜３００秒である。
図１の［３］に示す、温度Ｔ_１から温度Ｔ_２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_１点およびＡｃ_３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_１点およびＡｃ_３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
上述のオーステナイト化の後、図１の［７］に示すように、１００℃〜３００℃の間の冷却停止温度Ｔ_３まで冷却する。この冷却により、一部のオーステナイトを残したまま、マルテンサイト変態を起こさせる。冷却停止温度Ｔ_３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。図１の［７］に示すように、冷却停止温度Ｔ_３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、１〜６００秒を挙げることができる。保持時間が長くなっても特性上の影響はほとんどないが、６００秒を超える保持時間は生産性を低下させる。

温度Ｔ_２から冷却停止温度Ｔ_３への冷却について、図１の［５］に示す、温度Ｔ_２から６５０℃以上の温度である急冷開始温度Ｔ_４までの冷却は、平均冷却速度０．１以上、１０℃／秒未満と比較的ゆっくりと冷却することが好ましい。
そして、図１の［６］に示す、急冷開始温度Ｔ_４から冷却停止温度Ｔ_３までの冷却は、平均冷却速度１０℃／秒以上で冷却する。冷却中のフェライトの形成を抑制できるからである

冷却停止温度Ｔ_３が１００℃より低いと、残留オーステナイト量が不足し、ＴＳが高まるもののＥＬが低下し、ＴＳ×ＥＬが低下する。
冷却停止温度Ｔ_３が３００℃より高いと、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、穴広げ率低くなる。

冷却停止温度Ｔ_３は、好ましくは１２０℃以上、２８０℃以下であり、より好ましくは、
１４０℃以上、２６０℃以下である。
また、急冷開始温度Ｔ_４から冷却停止温度Ｔ_３までの平均冷却速度は、好ましくは１５℃／ｓ以上であり、より好ましくは２０℃／ｓ以上である。

（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_３から３００〜５００℃の範囲にある再加熱温度Ｔ_５まで加熱する。加熱速度は特に制限されない。再加熱温度Ｔ_５に到達した後は、図１の［９］に示すようにその温度で保持することが好ましい。好ましい保持時間として５０〜１２００秒を挙げることができる。

この再加熱により、マルテンサイト中の炭素をはき出させて、周囲のオーステナイトへの炭素濃化を促進させ、炭素濃化領域を形成する。これにより、最終的に得られる残留オーステナイト量（炭素濃化領域）を増大させることができる。
再加熱温度Ｔ_５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。また、保持を行わないまたは保持時間が５０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、再加熱温度で５０秒以上の保持を行うのが好ましい。
再加熱温度Ｔ_５が５００℃より高いと炭素がセメンタイトとして析出し、十分な量の残留オーステナイトが得られなくなるため、ＴＳ×ＥＬが低下する。また保持時間が１２００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１２００秒以下であることが好ましい。
好ましい再加熱温度Ｔ_５は、３２０〜４８０℃であり、この場合、保持時間の上限は９００秒以下であることが好ましい。更に好ましい再加熱温度は、３４０〜４６０℃であり、この場合、保持時間の上限は６００秒以下であることが好ましい。

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５０〜２℃／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。

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。

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、熱間圧延を施した。なお、表１には、上述の（１）式および（２）式を用いて計算したＡｃ_１点およびＡｃ_３点も記載した。また、このようにして求めたＡｃ_１点およびＡｃ_３点より計算した、０．２×Ａｃ_１点＋０．８×Ａｃ_３点の値も記載した。
熱間圧延の条件は本特許の最終組織・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。

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_１と温度Ｔ_２の２段階に分けて行わずに、温度Ｔ_２に相当するＡｃ_３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_２と急冷開始温度Ｔ_４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_３まで１段階で冷却したサンプルである。
なお，表１〜表４において、下線を伏した数値は、本発明の範囲から外れていることを示している。ただし、「−」については、本発明の範囲から外れていても下線を付していないことに留意されたい。

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。

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と、限界張出し高さと、スポット溶接部の十字引張強度（ＳＷ十字引張）を求めた。得られた結果を表４に示す。

４．まとめ
本発明の条件を満たす実施例サンプルである、サンプルＮｏ．１１〜１３、１５、１７、１８、２１および２８〜４６は、いずれも引張強度（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上、降伏比（ＹＲ）が０．７０以上、（ＴＳ）と全伸び（ＥＬ）との積（ＴＳ×ＥＬ）が２１０００ＭＰａ％以上、穴広げ率（λ）が２０％以上、限界張出し高さが１６ｍｍ以上およびＳＷ十字引張が６ｋＮ以上を達成している。

一方、サンプルＮｏ．１では、オーステナイト化を温度Ｔ_１と温度Ｔ_２の２段階に分けて行わずに、温度Ｔ_２に相当するＡｃ_３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。
サンプルＮｏ．２は、保持温度Ｔ_１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。
サンプルＮｏ．３は、保持温度Ｔ_１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。

サンプルＮｏ．４および５は、加熱温度Ｔ_１に加熱し保持後、Ｔ_１と同じ温度を加熱温度Ｔ_２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、降伏比と限界張出し高さが低くなっている。

サンプルＮｏ．６は、加熱温度Ｔ_２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_３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０％となっており、かつＭＡの平均サイズが大きくなっている。この結果、降伏比と穴広げ率が低くなっている。
サンプルＮｏ．８は、加熱温度Ｔ_１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。

サンプルＮｏ．９は、加熱温度Ｔ_２での保持時間が長く、また冷却停止温度Ｔ_３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、穴広げ率と限界張出し高さが低くなっている。
サンプルＮｏ．１０は、冷却停止温度Ｔ_３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．１６は、急冷開始温度Ｔ_４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、降伏比が低くなっている。
サンプルＮｏ．１９は、再加熱温度Ｔ_５が高く、残留オーステナイト量が少なくなっている。この結果、引張強さ、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．２０は、再加熱温度Ｔ_５が低く、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。

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、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、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．２４は、Ｍｎ量が少なく、フェライト量が多く、且つ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いる。この結果、降伏比およびＴＳ×ＥＬの値が低くなっている。
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。

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、ＭＡの平均サイズが大きく、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。

Claims (6)

1. Ｃ ：０．１５質量％〜０．３５質量％、
   ＳｉとＡｌの合計：１．１２質量％〜２．１３質量％、
   Ｍｎ：１．５９質量％〜２．５１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、ＭＡ、焼戻しマルテンサイトおよび焼戻しベイナイトからなり、かつ
   フェライト分率が４．２％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％以上である高強度鋼板。
2. 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。
3. 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。
4. Ｃｕ ：０．５０質量％以下、
   Ｎｉ ：０．５０質量％以下、
   Ｃｒ ：０．５０質量％以下、
   Ｍｏ ：０．５０質量％以下、
   Ｂ ：０．０１質量％以下、
   Ｖ ：０．０５質量％以下、
   Ｎｂ ：０．０５質量％以下、
   Ｔｉ ：０．０５質量％以下、
   Ｃａ ：０．０５質量％以下、
   ＲＥＭ：０．０１質量％以下、
   の１種または２種以上を含む請求項１〜３のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
5. 請求項１〜４のいずれか１項に記載の高強度鋼板を製造する方法であって、
   請求項１〜４のいずれか１項に記載の成分組成を有する圧延材を用意することと、
   前記圧延材をＡｃ_１点と０．２×Ａｃ_１点＋０．８×Ａｃ_３点との間の温度で５秒以上保持した後、Ａｃ_３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℃から１００℃〜３００℃の間の冷却停止温度まで１０℃／秒以上の冷却速度で冷却することと、
   冷却停止温度から３００〜５００℃の範囲にある再加熱温度まで加熱することと、
   を含む、高強度鋼板の製造方法。
6. 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５に記載の高強度鋼板の製造方法。

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