WO2017208763A1 - 高強度鋼板およびその製造方法 - Google Patents

高強度鋼板およびその製造方法 Download PDF

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WO2017208763A1
WO2017208763A1 PCT/JP2017/017753 JP2017017753W WO2017208763A1 WO 2017208763 A1 WO2017208763 A1 WO 2017208763A1 JP 2017017753 W JP2017017753 W JP 2017017753W WO 2017208763 A1 WO2017208763 A1 WO 2017208763A1
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mass
less
temperature
cooling
steel sheet
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PCT/JP2017/017753
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俊夫 村上
茂生 大谷
裕一 二村
エライジャ 柿内
忠夫 村田
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株式会社神戸製鋼所
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese

Definitions

  • This disclosure relates to a high-strength steel sheet that can be used for various applications including automobile parts.
  • Patent Document 1 discloses a high-strength steel sheet having a tensile strength of 980 to 1180 MPa and showing good deep drawability.
  • tensile strength is required to be 980 MPa or more. Further, the tensile strength is required to have a sufficient value even in the welded portion. Specifically, the cross tensile strength of the spot weld is required to be 6 kN or more.
  • the product of TS and total elongation (EL) (TS ⁇ EL) is required to be 21000 MPa% or more. Furthermore, in order to ensure the moldability at the time of component molding, the hole expansion ratio ⁇ is required to be 20% or more, and the limit overhang height (overhang height) indicating the overhang moldability is also required to be 16 mm or more. Yes. Moreover, the joint strength of a spot welded part is also calculated
  • Patent Document 1 the high-strength steel sheet disclosed in Patent Document 1 is difficult to satisfy all these requirements, and a high-strength steel sheet that can satisfy all these requirements has been demanded.
  • Embodiments of the present invention have been made in order to meet such requirements, and include tensile strength (TS), cross tensile strength of spot welds (SW cross tension), yield ratio (YR), and (TS).
  • the object is to provide a high-strength steel sheet having a high product of all elongation (EL) (TS ⁇ EL), hole expansion ratio ( ⁇ ), and limit overhang height, and a method for producing the same.
  • 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, This is a high-strength steel sheet having an average size of MA of 1.0 ⁇ m or less and a half-value width of Mn concentration distribution in the carbon concentration region that is equal to the amount of retained austenite being 0.3% by mass or more.
  • Aspect 2 of the present invention is the high-strength steel sheet according to Aspect 2 in which the C content is 0.30 mass% or less.
  • Aspect 3 of the present invention is the high-strength steel sheet according to Aspect 1 or 2, wherein the Al content is less than 0.10% by mass.
  • Cu 0.50% by mass or less
  • Ni 0.50% by mass or less
  • Cr 0.50% by mass or less
  • Mo 0.50% by mass or less
  • B 0.01 % By mass or less
  • V 0.05% by mass or less
  • Nb 0.05% by mass or less
  • Ti 0.05% by mass or less
  • Ca 0.05% by mass or less
  • REM 0.01% by mass or less
  • the high-strength steel sheet according to any one of aspects 1 to 3, including one or more kinds.
  • Aspect 5 of the present invention provides a rolled material having the component composition described in any one of the aspects 1 to 4, and The rolled material is held at a temperature between Ac 1 point and 0.2 ⁇ Ac 1 point + 0.8 ⁇ Ac 3 point for 5 seconds or more, then heated to Ac 3 point or more and held for 5 to 600 seconds.
  • Austenite After the austenitization, cooling to a cooling stop temperature between 650 ° C. and 100 ° C. to 300 ° C. at a cooling rate of 10 ° C./second or more; And heating to a reheating temperature in the range of 300 to 500 ° C. from the cooling stop temperature.
  • Aspect 6 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 5 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.
  • FIG. 1 is a diagram for explaining a method for producing a high-strength steel sheet according to an embodiment of the present invention, particularly heat treatment.
  • the steel structure has a ferrite fraction of 5% or less, a total fraction of tempered martensite and tempered bainite: 60% or more, and remains.
  • TS tensile strength
  • YiR yield ratio
  • TS product of
  • EL total elongation
  • SW cross tensile strength
  • the intermediate two-phase coexisting region of one point and the Ac 3 point Ac, and more Ac 1 point has a Mn-enriched region formed by holding for a predetermined time at a temperature of at least 3 points of Ac after holding for a predetermined time at a temperature between ⁇ 0.2 ⁇ Ac 1 point + 0.8 ⁇ Ac 3 points.
  • a carbon enriched region corresponding to the retained austenite is formed during the heat treatment.
  • region forms both a Mn concentration area
  • the Mn concentration 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.
  • 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.
  • 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.
  • composition The composition of the high-strength steel sheet according to the embodiment of 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.
  • C 0.15 to 0.35%
  • C is an essential element for obtaining a desired structure and ensuring high characteristics (TS ⁇ EL) and the like, and it is necessary to add 0.15% or more in order to exert such an action effectively. is there.
  • more than 0.35% is not suitable for welding, and sufficient welding strength cannot be obtained.
  • Preferably it is 0.18% or more, More preferably, it is 0.20% or more. Further, it is preferably 0.30% or less. If the C content is 0.30% or less, welding can be performed more easily.
  • Si and Al each have a function of suppressing the precipitation of cementite and promoting the formation of retained austenite.
  • Si and Al in total of 0.5% or more.
  • coarse MA is formed.
  • 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.
  • Mn 1.0 to 4.0%
  • Mn is an indispensable element for forming a Mn-concentrated region, forming retained austenite having different stability, and improving the stretch workability.
  • it is necessary to add 1.0% or more.
  • 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 points
  • the transformation may not proceed and the Mn-enriched region may not be formed.
  • it is 1.5% or more, More preferably, it is 2.0% or more. Moreover, Preferably it is 3.5% or less.
  • P 0.05% or less P is unavoidably present as an impurity element. If P exceeds 0.05%, EL and ⁇ deteriorate. Therefore, the P content is 0.05% or less (including 0%). Preferably, it is 0.03% (including 0%) or less.
  • 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 ⁇ . Therefore, the S content is 0.01% or less (including 0%). Preferably, it is 0.005% (including 0%) or less.
  • the balance is iron and inevitable impurities.
  • 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.
  • trace elements for example, As, Sb, Sn, etc.
  • 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.
  • V, Nb, and Ti improve the strength-ductility balance by precipitation strengthening the parent phase and increasing the strength without significantly degrading the ductility.
  • Ca and REM contribute to the improvement of strength-ductility balance and hole expandability by finely dispersing inclusions typified by MnS.
  • examples of the REM (rare earth element) used in the embodiment of the present invention include Sc, Y, and lanthanoid. However, even if these elements are contained excessively, the above effects are saturated and it is economically wasteful. Therefore, it is preferable that these elements have amounts not more than the above upper limit values.
  • Ferrite fraction 5% or less
  • 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.
  • 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
  • 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.
  • 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. Therefore, an excellent strength-ductility balance can be obtained.
  • TS ⁇ EL is 21000 MPa% or more and an excellent strength-ductility balance can be realized.
  • the amount of retained austenite is preferably 15% or more.
  • 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 by calculating the diffraction intensity ratio of austenite when ferrite (including tempered martensite and untempered martensite in X-ray diffraction is included) by X-ray diffraction.
  • -K ⁇ radiation can be used.
  • MA 1.0 ⁇ m 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.
  • the hole expansion ratio ⁇ can be improved by making the MA size, particularly the MA average size as fine as 1.0 ⁇ m or less, and suppressing breakage.
  • the average size of MA is preferably 0.8 ⁇ m or less.
  • 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 ⁇ m 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.
  • 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.
  • 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, the element mapping of carbon is performed using EPMA, and the measurement points having the same amount as the amount of retained austenite obtained by the above-mentioned X-ray diffraction in order from the measurement points having the highest carbon concentration are defined as the carbon concentration region.
  • the 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.
  • the concentration distribution of Mn in the carbon enriched 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.
  • the half width of this 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. And more preferably 0.75% by mass or more.
  • 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 imparted to become martensite.
  • 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.
  • the n value can be increased over a wide strain range, and the strain dispersibility can be enhanced to achieve high overhang processability.
  • the steel structure other than the above-described ferrite, tempered martensite, tempered bainite and retained austenite is not particularly defined.
  • steel structures such as ferrite, pearlite, untempered bainite, untempered martensite, and the like may exist. If the steel structure such as ferrite satisfies the above-described structure condition, the effect of the embodiment of the present invention is exhibited even if pearlite or the like is present.
  • the high-strength steel plate according to the embodiment of the present invention has TS, YR, TS ⁇ EL, hole expansion ratio ( ⁇ ), cross-tension strength (SW cross-tension) of spot welds, and limit overhang height. Both are at a high level.
  • Tensile strength (TS) It has a TS of 980 MPa or more. Thereby, sufficient strength can be secured.
  • Yield ratio (YR) It has a yield ratio of 0.70 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 0.75 or more.
  • TS ⁇ EL Product of TS and total elongation (EL) (TS x EL) TS ⁇ EL is 21000 MPa% or more.
  • TS ⁇ EL is 21000 MPa% or more.
  • TS ⁇ EL is 23000 MPa% or more.
  • the limit overhang height is an index used for evaluating the overhang formability.
  • the limit overhang height is the punch stroke at the time of breakage where 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 sandwiched between the punch and the steel plate, and a blanking force is 1000 kgf. As a result, the limit overhang height is obtained by measuring the height at break (punch stroke).
  • the high strength steel plate according to the embodiment of the present invention has a limit overhang height of 16 mm or more, preferably 17 mm or more.
  • the high-strength steel plate according to the embodiment of the present invention has a hole expansion ratio ⁇ of 20% or more, preferably 30% or more. Thereby, excellent workability such as press formability can be obtained.
  • the cross tensile strength of the spot weld is evaluated according to JIS Z 3137.
  • the spot welding conditions were two steel plates (1.4 mm thick in the examples described later), a dome radius type electrode with a pressure of 4 kN and a current of 6 kA to 12 kA at a 0.5 kA pitch. Perform spot welding. As a result, the minimum current at which dust is generated is obtained. And then. The cross tensile strength of the joint spot-welded at a current 0.5 kA lower than the lowest current at which the dust has occurred is measured.
  • the high strength steel plate according to the embodiment of the present invention has a cross weld strength (SW cross tension) of a spot welded portion of 6 kN or more, preferably 8 kN or more, more preferably 10 kN or more.
  • SW cross tension cross weld strength
  • FIG. 1 is a diagram for explaining a method for producing a high-strength steel sheet according to an embodiment of the present invention, particularly heat treatment.
  • the rolled material to be heat-treated is usually produced by hot rolling followed by cold rolling.
  • 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.
  • 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 As shown in [4], austenite is obtained by holding at the heating temperature T 2 for 5 to 600 seconds up to a temperature T 2 (Ac 3 ⁇ T 2 ) of Ac 3 points or more.
  • 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.
  • a large amount of Mn is distributed to the austenite side among the coexisting ferrite and austenite. Obtainable.
  • 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. .
  • the temperature T 1 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.
  • 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.
  • the heating rate up to the temperature T 1 shown as [1] in FIG. 1 is preferably 5 to 20 ° C./second.
  • austenitizing held in Ac 3 point or more temperature T 2 (Ac 3 ⁇ T 2 ) until the temperature was raised temperature T 2.
  • the holding time at the temperature T 2 is 5 to 600 seconds.
  • 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.
  • 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.
  • 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, the temperature T 2 is Ac 3 point + 20 ° C. or more, and the holding time at the 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
  • 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]
  • 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)
  • [] shows content shown by the mass% of the element described in it.
  • a cooling stop temperature T 3 between 100 ° C. and 300 ° C. Cooling.
  • This cooling causes martensitic transformation while leaving some austenite.
  • Cooling stop temperature T 3 of 100 ° C. or higher, by controlling within a temperature range below 300 ° C., by adjusting the amount of austenite remaining without transformation to martensite, to control the final amount of retained austenite.
  • a preferable holding time in the case of holding can be 1 to 600 seconds. Even if the holding time is increased, there is almost no influence on the characteristics, but if the holding time exceeds 600 seconds, the productivity is lowered.
  • the cooling from the temperature T 2 to the cooling stop temperature T 3 the cooling from the temperature T 2 to the rapid cooling start temperature T 4, which is a temperature of 650 ° C. or more, shown in FIG. As described above, it is preferable to cool relatively slowly at less than 10 ° C./second. Then, it is shown in [6] in FIG. 1, the cooling from the quenching start temperature T 4 to a cooling stop temperature T 3 is cooled at an average cooling rate of 10 ° C. / sec or more. This is because the formation of ferrite during cooling can be suppressed.
  • cooling stop temperature T 3 If the cooling stop temperature T 3 is lower than 100 ° C., the amount of retained austenite is insufficient, EL is lowered although TS increases, TS ⁇ EL is lowered. If the cooling stop temperature T 3 is higher than 300 ° C., more coarse untransformed austenite, that also remains in the subsequent cooling, finally MA size becomes coarse, hole expansion ratio becomes low.
  • Cooling stop temperature T 3 is preferably 120 ° C. or more and 280 ° C. or less, more preferably, 140 ° C. or higher and 260 ° C. or lower.
  • the average cooling rate from the quench initiation temperature T 4 to a cooling stop temperature T 3 is preferably not 15 ° C. / s or higher, more preferably 20 ° C. / s or higher.
  • heating is performed to the reheating temperature T 5 in the range of 300 to 500 ° C. from the cooling stop temperature T 3 described above.
  • the heating rate is not particularly limited.
  • a preferred holding time is 50 to 1200 seconds.
  • This reheating causes carbon in the martensite to be expelled, promoting carbon concentration to the surrounding austenite, and forming a carbon concentrated region. Thereby, the amount of retained austenite finally obtained (carbon enrichment region) can be increased.
  • 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. Further, if the holding is not performed or the holding time is shorter than 50 seconds, there is a possibility that the carbon diffusion is similarly insufficient. For this reason, it is preferable to hold for 50 seconds or more at the reheating temperature.
  • Reheating temperature T 5 is carbon and higher than 500 ° C.
  • a preferred reheating temperature T 5 is 320 to 480 ° C. In this case, the upper limit of the holding time is preferably 900 seconds or less. The reheating temperature is more preferably 340 to 460 ° C. In this case, the upper limit of the holding time is preferably 600 seconds or less.
  • the high-strength steel plate according to the embodiment of the present invention can be obtained.
  • Sample No. 9 is a sample (steps corresponding to [7] to [8] in FIG. 1) that is cooled to the reheating temperature and held at that temperature instead of cooling to a cooling stop temperature between 100 ° C. and less than 300 ° C. Sample skipped).
  • Samples 15 and 31-36 are sample 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.
  • underlined numerical values indicate that they are out of the scope of the embodiment of the present invention. However, it should be noted that “-” is not underlined even if it falls outside the scope of the embodiment of the present invention.
  • Summary Sample No. which is an example sample that satisfies the conditions in the embodiment of the present invention.
  • 11 to 15, 17, 18, 21, and 28 to 46 all have a tensile strength (TS) of 980 MPa or more, a yield ratio (YR) of 0.70 or more, and the product of (TS) and total elongation (EL) ( (TS ⁇ EL) is 21000 MPa% or more, the hole expansion ratio ( ⁇ ) is 20% or more, the limit overhang height is 16 mm or more, and the SW cross tension is 6 kN or more.
  • 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.
  • 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.
  • 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.
  • 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, tempered martensite and tempered bainite total fraction has become 0%, and the average size of the MA is increased. As a result, the yield ratio and the hole expansion rate are 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.
  • 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 hole expansion rate and the limit overhang height are low. 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.
  • 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 yield ratio is low.
  • Sample No. 19 the reheating temperature T 5 is high, the amount of retained austenite is low. As a result, the tensile strength, the value of TS ⁇ EL, and the limit overhang height are low.
  • Sample No. 20 the reheating temperature T 5 is low, the amount of retained austenite is low. As a result, the value of TS ⁇ EL and the limit overhang height are low.
  • 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, a low total fraction of tempered martensite and tempered bainite, and a large average size of MA. As a result, the hole expansion rate is low.
  • Sample No. No. 24 has a small amount of Mn, a large amount of ferrite, and a low total fraction of tempered martensite and tempered bainite. As a result, the yield ratio and the value of TS ⁇ EL 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.
  • Sample No. No. 26 has a large amount of C, and as a result, the SW cross tensile strength is low.
  • Japanese Patent Application No. 2016-107598 and a Japanese patent application filed on March 31, 2017, Japanese Patent Application No. 2017-072109. Accompanied by claiming priority as a basic application.
  • Japanese Patent Application No. 2016-107598 and Japanese Patent Application No. 2017-072109 are incorporated herein by reference.

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Abstract

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。

Description

高強度鋼板およびその製造方法
　本開示は、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。
　本発明の実施形態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つの態様に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Ａｃ１点と０．２×Ａｃ１点＋０．８×Ａｃ３点との間の温度で５秒以上保持した後、Ａｃ３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。
　本発明の実施形態によれば、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は本発明の実施形態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、本発明の実施形態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、Ａｃ１点とＡｃ３点の中間の２相共存領域、より詳細にはＡｃ１点～０．２×Ａｃ１点＋０．８×Ａｃ３点の間の温度で所定時間保持した後、Ａｃ３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
　以下に本発明の実施形態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Ａｃ１点～０．２×Ａｃ１点＋０．８×Ａｃ３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。本発明の実施形態に係る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、本発明の実施形態に用いられる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
　以下に本発明の実施形態に係る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。
　本発明の実施形態に係る高強度鋼板では、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。本発明の実施形態に係る高強度鋼板では、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、本発明の実施形態の効果は発揮される。
３．特性
　上述のように本発明の実施形態に係る高強度鋼板は、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。本発明の実施形態に係る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。
　本発明の実施形態に係る高強度鋼板は、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ｄ０（ｄ０＝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－ｄ０）／ｄ０｝×１００
　本発明の実施形態に係る高強度鋼板は、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。
　本発明の実施形態に係る高強度鋼板は、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
　次に本発明の実施形態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は本発明の実施形態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、Ａｃ１点とＡｃ３点の中間の２相共存領域、より詳細にはＡｃ１点と０．２×Ａｃ１点＋０．８×Ａｃ３点との間の温度Ｔ１（Ａｃ１≦Ｔ１≦０．２×Ａｃ１点＋０．８×Ａｃ３）で５秒以上保持した後、さらに図１の［３］、［４］に示すようにＡｃ３点以上の温度Ｔ２（Ａｃ３≦Ｔ２）まで加熱温度Ｔ２で５～６００秒保持してオーステナイト化する。
　温度Ｔ１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Ｔ１は、図１の［２］のように、Ａｃ１点と０．２×Ａｃ１点＋０．８×Ａｃ３点との間の一定の温度で保持してもよく、例えば、Ａｃ１点と０．２×Ａｃ１点＋０．８×Ａｃ３点との間で徐加熱するなど、Ａｃ１点と０．２×Ａｃ１点＋０．８×Ａｃ３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Ｔ１がＡｃ１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Ｔ１が０．２×Ａｃ１点＋０．８×Ａｃ３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Ｔ１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Ｔ１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Ｔ１は、０．９×Ａｃ１点＋０．１×Ａｃ３点と０．３×Ａｃ１点＋０．７×Ａｃ３点との間であり、温度Ｔ１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Ｔ１は、０．８×Ａｃ１点＋０．２×Ａｃ３点と０．４×Ａｃ１点＋０．６×Ａｃ３点との間であり、温度Ｔ１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Ｔ１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、Ａｃ３点以上の温度Ｔ２（Ａｃ３≦Ｔ２）まで昇温し温度Ｔ２で保持してオーステナイト化する。温度Ｔ２での保持時間５～６００秒である。
　Ａｃ３点以上の温度Ｔ２に加熱することで、温度Ｔ１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Ｔ２がＡｃ３点よりも低い、または温度Ｔ２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Ｔ２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Ｔ２はＡｃ３点＋５０℃以下であることが好ましい。
　温度Ｔ２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Ｔ２は、Ａｃ３点＋１０℃以上であり、温度Ｔ２での保持時間は１０～４５０秒である。より好ましくは、温度Ｔ２は、Ａｃ３点＋２０℃以上であり、温度Ｔ２での保持時間は２０～３００秒である。
　図１の［３］に示す、温度Ｔ１から温度Ｔ２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、Ａｃ１点およびＡｃ３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、Ａｃ１点およびＡｃ３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Ｔ３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Ｔ３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Ｔ３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Ｔ２から冷却停止温度Ｔ３への冷却について、図１の［５］に示す、温度Ｔ２から６５０℃以上の温度である急冷開始温度Ｔ４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Ｔ４から冷却停止温度Ｔ３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Ｔ３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Ｔ３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Ｔ３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Ｔ４から冷却停止温度Ｔ３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Ｔ３から３００～５００℃の範囲にある再加熱温度Ｔ５まで加熱する。加熱速度は特に制限されない。再加熱温度Ｔ５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Ｔ５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Ｔ５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Ｔ５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実施形態に係る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の実施形態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Ａｃ１点およびＡｃ３点も記載した。また、このようにして求めたＡｃ１点およびＡｃ３点より計算した、０．２×Ａｃ１点＋０．８×Ａｃ３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Ｔ１と温度Ｔ２の２段階に分けて行わずに、温度Ｔ２に相当するＡｃ３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Ｔ２と急冷開始温度Ｔ４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Ｔ３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、本発明の実施形態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、本発明の実施形態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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
４．まとめ
　本発明の実施形態における条件を満たす実施例サンプルである、サンプルＮｏ．１１～１５、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Ｔ１と温度Ｔ２の２段階に分けて行わずに、温度Ｔ２に相当するＡｃ３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Ｔ１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Ｔ１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Ｔ１に加熱し保持後、Ｔ１と同じ温度を加熱温度Ｔ２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Ｔ２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Ｔ３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Ｔ１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Ｔ２での保持時間が長く、また冷却停止温度Ｔ３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Ｔ３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Ｔ４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Ｔ５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Ｔ５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。
　本出願は、出願日が２０１６年５月３０日である日本国特許出願、特願第２０１６－１０７５９８号および出願日が２０１７年３月３１日である日本国特許出願、特願第２０１７－０７２１０９号を基礎出願とする優先権主張を伴う。特願第２０１６－１０７５９８号および特願第２０１７－０７２１０９号は参照することにより本明細書に取り込まれる。

Claims (6)

  1. 　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。
  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Ａｃ１点と０．２×Ａｃ１点＋０．８×Ａｃ３点との間の温度で５秒以上保持した後、Ａｃ３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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