WO2018025675A1 - 高強度鋼板およびその製造方法 - Google Patents

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WO2018025675A1
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エライジャ 柿内
村上　俊夫
茂生 大谷
二村　裕一
忠夫 村田
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株式会社神戸製鋼所
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Definitions

  • This disclosure relates to a high-strength steel sheet that can be used for various applications including automobile parts.
  • 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 ⁇ m or less are generated, and a particle size of 1 ⁇ m 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.
  • 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
  • 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.
  • high strength is achieved by adding 3.5 to 10% of Mn so that the amount of retained austenite is 10% or more and the average interval of retained austenite is 1.5 ⁇ m or less to improve the impact resistance.
  • a steel sheet is disclosed.
  • Patent Document 4 discloses a high-strength steel sheet having a tensile strength of 980 to 1180 MPa and showing good deep drawability.
  • the tensile strength is required to be 980 MPa or more.
  • a high yield strength (YS) in addition to a high tensile strength (TS).
  • TS tensile strength
  • 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.
  • the joint strength of a spot welded part is also calculated
  • 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 20000 MPa% or more. Furthermore, in order to ensure the moldability at the time of component molding, the hole expansion ratio ⁇ 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.
  • Patent Documents 1 to 4 are difficult to satisfy all of these requirements, and a high-strength steel sheet that can satisfy all of these requirements has been demanded.
  • the embodiment of the present invention has been made to meet such a demand, and is the product of tensile strength (TS), yield ratio (YR), (TS) and total elongation (EL) (TS ⁇ EL). , Hole expansion rate ( ⁇ ), plate thickness reduction rate (RA) of fractured part during tensile test, limit overhang height, and cross tensile strength (SW cross tension) of spot welds are all at high levels And it aims at providing the manufacturing method.
  • TS tensile strength
  • YiR yield ratio
  • TS total elongation
  • EL total elongation
  • SW cross tension cross tensile strength
  • 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 ⁇ m 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,
  • 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.
  • 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.
  • Aspect 4 of the present invention includes 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 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 at a mean cooling rate of 10 ° C./second or more from a temperature of 650 ° C. or more to a cooling stop temperature of 100 ° C.
  • 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.
  • 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.
  • tensile strength (TS), yield ratio (YR), product of (TS) and total elongation (EL) (TS ⁇ EL), hole expansion ratio ( ⁇ ), and tensile test Provided is a high-strength steel sheet in which the thickness reduction ratio (RA) (impact resistance) of the fractured portion, the limit overhang height, and the cross tensile strength (SW cross tension) of the spot welded portion are at high levels, and a method for manufacturing the same be able to.
  • RA thickness reduction ratio
  • SW cross tension cross tensile 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 steel structure has a ferrite fraction of 5% or less, a total fraction of tempered martensite and tempered bainite: 60% or more, and remains.
  • 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 embodiment of the present invention will be described below.
  • 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, 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
  • 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.
  • 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 the diffraction intensity ratio of ferrite (including tempered martensite and untempered martensite in X-ray diffraction) and austenite by X-ray diffraction.
  • Co-K ⁇ rays can be used as the X-ray source.
  • 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.
  • EPMA Electro Probe Micro Analyzer
  • EPMA Electro Probe Micro Analyzer
  • 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.
  • 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.
  • 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 applied, and becomes 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.
  • X-ray small angle scattering refers to the scattering of X-rays transmitted through a steel sheet by irradiating the steel sheet with X-rays.
  • the size distribution of fine particles for example, cementite particles dispersed in the steel plate
  • the size distribution of cementite particles which are fine particles dispersed in tempered martensite, can be determined by 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.
  • 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.
  • the scattering intensity at a q value of 1 nm ⁇ 1 is shown semi-quantitatively by the 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.
  • the volume fraction of fine cementite particles of about 1 nm existing in the steel sheet has a predetermined value (scattering intensity of 1.0 cm Is a value equal to or less than ⁇ 1 ).
  • the 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.
  • the steel sheet according to the embodiment of the present invention is tempered martensite by keeping the volume fraction of fine cementite low, more specifically, by reducing the scattering intensity when the q value is 1 nm ⁇ 1 to 1 cm ⁇ 1 or less. By reducing the fine carbides formed in the lath, the deformability in martensite is enhanced. 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-ray small angle scattering was measured using a Nano-viewer and Mo tube manufactured by RIGAKU.
  • 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 ⁇ m was cut out from around 1 ⁇ 4 of the thickness.
  • Data with a q value of 0.1-10 nm ⁇ 1 were collected. Among them, the absolute intensity was obtained for a q value of 1 nm ⁇ 1 .
  • steel structures other than the above-described ferrite, tempered martensite, tempered bainite retained austenite, and cementite are not particularly defined.
  • 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.
  • composition The composition of the high-strength steel sheet according to the embodiment of the present invention will be described below.
  • the basic elements C, Si, Al, Mn, P and S will be mainly described.
  • unit% display of a component composition means the mass% altogether.
  • C 0.15 to 0.35%
  • C is an indispensable element for ensuring high strength-ductility balance (TS x EL balance) by increasing the amount of desired structure, especially residual ⁇ . Therefore, it is necessary to add 0.15% or more.
  • more than 0.35% is not suitable for welding.
  • it is 0.18% or more, More preferably, it is 0.20% or more. Further, it is preferably 0.30% or less.
  • the C content is 0.25% or less, welding can be performed more easily.
  • Si and Al have a function of suppressing precipitation of cementite and leaving residual austenite, respectively.
  • Si and Al in total of 0.5% or more.
  • the total of Si and Al exceeds 3.0%, the deformability of the steel decreases, and TS ⁇ EL and the overhang height decrease.
  • it is 0.7% or more, More preferably, it is 1.0% or more.
  • 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 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 points 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.
  • 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% or less (including 0%).
  • 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% or less (including 0%).
  • 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.
  • the high-strength steel sheet according to the embodiment of the present invention has high levels of TS, YR, TS ⁇ EL, ⁇ , impact resistance, limit overhang height, and SW cross tension. These characteristics of the high-strength steel sheet according to the embodiment of the present invention will be described in detail below.
  • 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.
  • 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.
  • TS ⁇ EL Product of TS and total elongation (EL) (TS x EL) TS ⁇ EL is 20000 MPa% or more.
  • TS ⁇ EL a high level of strength-ductility balance having both high strength and high ductility can be obtained.
  • 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 used. 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 20 mm or more, preferably 21 mm or more.
  • the hole expansion ratio ⁇ is obtained in accordance with Japan Iron and Steel Federation standard JFS T1001.
  • d is measured and obtained from the following equation.
  • ⁇ (%) ⁇ (d ⁇ d 0 ) / d 0 ⁇ ⁇ 100
  • 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.
  • Cross tensile strength of spot welding was evaluated in accordance with 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.
  • 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.
  • 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 performed on the rolled material in a two-phase coexistence region between Ac 1 point and Ac 3 point, more specifically, Ac 1 point and 0.
  • a temperature T 1 between 2 ⁇ Ac 1 point + 0.8 ⁇ Ac 3 points (Ac 1 ⁇ T 1 ⁇ 0.2 ⁇ Ac 1 point + 0.8 ⁇ Ac 3 ) for 5 seconds or more
  • the austenite is obtained by maintaining 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.
  • the cooling is performed at an average cooling rate of 10 ° C./second or more at least between 650 ° C. and 300 ° C.
  • 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 ⁇ 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 more and 260 ° C. or less.
  • a preferable holding time for holding is 1 to 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.
  • 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)
  • T is a tempering temperature (K)
  • t is a holding time (seconds).
  • Cementite particles present in martensite are likely to be 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.
  • the tempering parameter P 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.
  • the amount of carbide in the martensite lath can be determined from the scattering intensity of X-ray small angle scattering.
  • the reheating temperature T 5 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.
  • a preferred reheating temperature T 5 is 320 to 480 ° C., and a more preferred reheating temperature T 5 is 340 to 460 ° C.
  • 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.
  • the high-strength steel plate according to the embodiment of the present invention can be obtained.
  • 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.
  • Table 2 for example, a number indicated in [] as in [2] corresponds to a process having the same number indicated in [] in FIG.
  • 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.
  • the reheating corresponding to [8] was performed by an electric heating method.
  • numerical values marked with an asterisk (*) indicate that they are out of the scope of the embodiment of the present invention.
  • Sample No. Examples 12 to 15, 18, 21, and 29 to 36 are examples that satisfy all the requirements (composition, production conditions, and steel structure) defined in the embodiment of the present 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 ( ⁇ ) of 20% or more, and a limit overhang height.
  • TS tensile strength
  • YiR yield ratio
  • TS ⁇ EL yield ratio
  • ⁇ hole expansion ratio
  • RA tensile sheet thickness reduction ratio
  • 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.
  • 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.
  • Sample No. No. 9 has a long holding time at the heating temperature T 2 and a high cooling stop temperature T 3 .
  • 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.
  • the tensile strength, the hole expansion rate, and the limit overhang height are low.
  • the formation of carbides is small. As a result, the hole expansion ratio ⁇ decreased.
  • Sample No. 11 had [8] reheating rate as slow as 30 ° C./sec, so that 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.
  • 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.
  • Sample No. 17 had [8] reheating rate as slow as 15 ° C./sec, so that 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.
  • 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.
  • 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.
  • 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.
  • 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.
  • the steel sheet satisfying the composition and steel structure defined in the embodiment of the present invention has a tensile strength (TS), a yield ratio (YR), a product of (TS) and total elongation (EL) (TS ⁇ EL). ),
  • TS tensile strength
  • YR yield ratio
  • EL total elongation
  • RA thickness reduction ratio

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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。

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、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。
　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。
　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。
特許第５２４０４２１号明細書 特開２０１５－１０５３８４号公報 特開２０１２－２５１２３９号公報 特開２００９－２０３５４８号公報
　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。
　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。
　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。
　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。
　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）、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。
　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。
　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。
　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、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℃以上の温度から１００℃以上、３００℃未満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。
　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。
　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。
　本発明の実施形態によれば、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。
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、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。
　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。
　以下に本発明の実施形態に係る高強度鋼板およびその製造方法の詳細を示す。
１．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。
（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。
　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（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。
　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）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。本発明の実施形態に係る鋼板では、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。
　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。
　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。
　本発明の実施形態に係る鋼板は、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。
　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。
（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。
２．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。主に、基本となる元素、Ｃ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｎ、ＰおよびＳ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、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。
（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。
（３）Ｍｎ：１．０～４．０％
　Ｍｎ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％以下（０％を含む）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％以下（０％を含む）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。
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、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。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。
（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。
（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。
（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２０ｍｍ以上であり、好ましくは２１ｍｍ以上である。
（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）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ｔ１を元の板厚ｔ０で割った値（ｔ１／ｔ０）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。
（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。
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を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、圧延材を、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Ｔ３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Ｔ４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Ｔ４から、３００℃以下である冷却停止温度Ｔ３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Ｔ４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。
　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Ｔ３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Ｔ３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Ｔ３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。
　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、１～１５０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。
（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℃範囲にある再加熱温度Ｔ５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。
　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Ｔ５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。
　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。
　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。
　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。
　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。再加熱温度Ｔ５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Ｔ５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Ｔ５は、３２０～４８０℃であり、更に好ましい再加熱温度Ｔ５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。
　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の鋼板にした後、熱間圧延を施した。なお、表１には組成から計算したＡｃ３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。
　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。
　［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、本発明の実施形態の範囲から外れていることを示している。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
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（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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　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、本発明の実施形態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。
　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。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。
　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。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。
　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、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。
　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、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。
　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.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。
　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、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。
　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。
　サンプルＮｏ．１９は、再加熱温度Ｔ５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。
　サンプルＮｏ．２０は、再加熱温度Ｔ５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。
　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。
　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。
　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。
４．まとめ
　このように、本発明の実施形態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、本発明の実施形態に係る製造方法によれば、本発明の実施形態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。
　本出願は、出願日が２０１６年８月３日である日本国特許出願、特願２０１６－１５３１１０号を基礎出願とする優先権主張を伴う。特願２０１６－１５３１１０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。
  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. 　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℃以上の温度から１００℃以上、３００℃未満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。
  5. 　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。
  6. 　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。
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