(57)【要約】      （修正有）【課題】引張強度、引張強度×全伸び、深絞り性、穴広げ率、限界張出し高さ、引張試験時の破断部の板厚減少率およびＳＷ十字引張が何れも高レベルの高強度鋼板とその製造方法の提供。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．１５〜０．３５％、Ｓｉ＋Ａｌ：０．５〜３．０％、Ｍｎ：１．０〜４．０％、Ｐ≦０．０５％、Ｓ≦０．０１％を含み、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、鋼組織がフェライト分率≦５％、焼戻しマルテンサイト＋焼戻しベイナイト合計分率≧６０％、残留オーステナイト量≧１０％、残留オーステナイトの平均サイズ≦１．０μｍり、サイズ１．５μｍ以上の残留オーステナイトが全残留オースナイト量の２％以上、ＭＡの平均サイズ≦１．０μｍ、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≧０．３質量％、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。【選択図】図１
2018095896.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項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、
残留オーステナイトの平均サイズが１．０μｍ以下であり、
サイズ１．５μｍ以上の残留オーステナイトが全残留オースナイト量の２％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。
【請求項２】
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、ＣｒおよびＢの１種以上の合計：１．０質量％以下、
をさらに含む、請求項１に記載の高強度鋼板。
【請求項３】
Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ、ＺｒおよびＨｆの１種以上の合計：０．２質量％以下、
をさらに含む、請求項１または２に記載の高強度鋼板。
【請求項４】
Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの１種以上の合計：０．０１％以下、
をさらに含む、請求項１〜３のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
【請求項５】
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準備することと、
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９５０℃以下の温度まで加熱し、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、平均冷却速度１５℃／秒以上で３００〜５００℃の範囲内の温度まで冷却し、３００〜５００℃の範囲内で、１０℃／秒以下の冷却速度で１０秒以上、３００秒未満滞留することと、
前記滞留の後、３００℃以上の温度から、１００℃〜３００℃の間の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と、
前記冷却停止温度から３００〜５００℃の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以上１４５００以下であり、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、
前記再加熱温度で保持した後、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。
【請求項６】
前記焼戻しパラメータが１１０００〜１４０００、保持時間が１〜６０秒である請求項５に記載の製造方法。
【請求項７】
前記滞留が、３００〜５００℃の範囲内の一定温度で保持することを含む、請求項５または６に記載の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車部品をはじめとする各種の用途に使用可能な高強度鋼板に関する。
【背景技術】
【０００２】
自動車用部品等に供される鋼板には、衝突安全性と軽量化とを共に実現するために、強度の向上が求められており、さらには形状の複雑な骨格部品に加工するための優れた成形加工性が要求されている。
【０００３】
特許文献１は、質量％でＣ：０．０２〜０．１５％、Ｓｉ：０．３％以下、Ｍｎ：１．０〜３．５％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるスラブを冷間圧延後に再結晶化してフェライト単相組織にすることで、７８０ＭＰａ以上の引張強さと良好な深絞り性とを示す高強度薄鋼板を開示している。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００４】
【特許文献１】特開２００７−０９２１３０号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
しかし、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、優れた穴広げ率、優れた張出し成形性および優れた耐衝撃特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、深絞り性および穴広げ率および張出し成形性のそれぞれについて、具体的には、以下のことが求められている。
【０００６】
引張強度（ＴＳ）については、９８０ＭＰａ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２３０００ＭＰａ・％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、深絞り性を示すＬＤＲが２．０５以上であること、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が２０ｍｍ以上であることも求められている。また、耐衝撃特性を確保する観点から、当該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が５０％以上であることが求められている。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。
【０００７】
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、これらの要求の全てを満足できる高強度鋼板が求められていた。
【０００８】
本発明は、このような要求に応えるためになされたものであって、引張強度（ＴＳ）、引張強度（ＴＳ）と全伸び（ＥＬ）との積（ＴＳ×ＥＬ）、深絞り性（ＬＤＲ）、穴広げ率（λ）、限界張出し高さ、引張試験時の破断部の板厚減少率（ＲＡ）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。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
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、
残留オーステナイトの平均サイズが１．０μｍ以下であり、
サイズ１．５μｍ以上の残留オーステナイトが全残留オースナイト量の２％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。
【００１０】
本発明の態様２は、
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、ＣｒおよびＢの１種以上の合計：１．０質量％以下、
をさらに含む、態様１に記載の高強度鋼板である。
【００１１】
本発明の態様３は、
Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ、ＺｒおよびＨｆの１種以上の合計：０．２質量％以下、
をさらに含む、態様１または２に記載の高強度鋼板である。
【００１２】
本発明の態様４は、
Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの１種以上の合計：０．０１％以下、
をさらに含む、態様１〜３のいずれかに記載の高強度鋼板である。
【００１３】
本発明の態様５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準備することと、
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９５０℃以下の温度まで加熱し、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、平均冷却速度１５℃／秒以上で３００〜５００℃の範囲内の温度まで冷却し、３００〜５００℃の範囲内で、１０℃／秒以下の冷却速度で１０秒以上、３００秒未満滞留することと、
前記滞留の後、３００℃以上の温度から、１００℃〜３００℃の間の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と、
前記冷却停止温度から３００〜５００℃の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以上１４５００以下であり、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、
前記再加熱温度で保持した後、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：再加熱温度（Ｋ）、ｔ：保持時間（秒）である。
【００１４】
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１〜６０秒である態様５に記載の製造方法である。
【００１５】
本発明の態様７は、
前記滞留が、３００〜５００℃の範囲内の一定温度で保持することを含む、態様５または６に記載の製造方法である。
【発明の効果】
【００１６】
本発明によれば、引張強度（ＴＳ）、引張強度（ＴＳ）と全伸び（ＥＬ）との積（ＴＳ×ＥＬ）、深絞り性（ＬＤＲ）、穴広げ率（λ）、限界張出し高さ、引張試験時の破断部の板厚減少率（ＲＡ）およびスポット溶接部の十字引張（ＳＷ十字引張強度）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。
【図面の簡単な説明】
【００１７】
【図１】本発明に係る高強度鋼板の製造方法、とりわけ熱処理を説明するダイアグラムである。
【発明を実施するための形態】
【００１８】
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、鋼組織を、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、残留オーステナイトの平均サイズが１．０μｍ以下であり、サイズ１．５μｍ以上の残留オーステナイトが全残留オースナイト量の２％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以下とすることで、引張強度（ＴＳ）、引張強度（ＴＳ）と全伸び（ＥＬ）との積（ＴＳ×ＥＬ）、深絞り性（ＬＤＲ）、穴広げ率（λ）、限界張出し高さ、引張試験時の破断部の板厚減少率（ＲＡ）およびスポット溶接部の十字引張（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出したのである。
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。
【００１９】
１．鋼組織
以下に本発明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。
【００２０】
（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。また、フェライト量が多いと穴広げ性（伸びフランジ性）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。さらにフェライト分率を５％以下とすることにより優れた穴広げ率λを得ることができる。
フェライト分率は好ましくは３％以下、さらに好ましくは１％以下、特に好ましくは０％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。
【００２１】
（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、レペラ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。
【００２２】
（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、マルテンサイトに変態する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２３０００ＭＰａ・％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。
【００２３】
本発明の高強度鋼板では、残留オーステナイトの多くは、ＭＡの形態で存在する。ＭＡとは、Martensite-Austenite constituentの略であり、マルテンサイトとオーステナイトの複合体（複合組織）である。
残留オーステナイト量は、Ｘ線回折によりフェライト（Ｘ線回折ではベイナイト、焼き戻しベイナイト、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。
【００２４】
（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。
【００２５】
ＭＡの平均サイズは、レペラ腐食した断面を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。
【００２６】
（５）残留オーステナイトの平均サイズ：１．０μｍ以下、およびサイズ１．５μｍ以上の残留オーステナイト：全残留オーステナイト量の２％以上
残留オーステナイトの平均サイズを１．０μｍとし、かつサイズ１．５μｍ以上の残留オーステナイトの全残留オーステナイトに占める比率（体積比）を２％以上とすることで、優れた深絞り性が得られることを見いだした。
【００２７】
深絞り成形時に形成されるたて壁部の引張応力に対してフランジ部の流入応力の方が小さいと、絞り成形が容易に進行することになり、良好な深絞り性が得られる。フランジ部の変形挙動は盤面方向、円周から圧縮応力が強くかかるため、等方的な圧縮応力が付与された状態で変形することとなる。一方、マルテンサイト変態は体積膨張を伴うため、等方的な圧縮応力下ではマルテンサイト変態は起こりにくくなる。よって、フランジ部での残留オーステナイトの加工誘起マルテンサイト変態が抑制されて加工硬化が小さくなる。
この結果、深絞り性が改善される。残留オーステナイトのサイズを大きいほど、マルテンサイト変態を抑制する効果が大きく発現する。
【００２８】
また、深絞り成形により形成されるたて壁部の引張応力を高めるためには、変形中に高い加工硬化率を持続させることが必要である。比較的低い応力下で容易に加工誘起変態する不安定な残留オーステナイトと高い応力下でないと加工誘起変態を起こさない安定な残留オーステナイトとを混在させて、広い応力範囲に亘って加工誘起変態を起こさせることで変形中に高い加工硬化率を持続させることができる。そのために粗大で不安定な残留オーステナイトと微細で安定な残留オーステナイトとをそれぞれ所定量含むような鋼組織を得ることを検討した。そして、本発明者らは、残留オーステナイトの平均サイズを１．０μｍとし、かつサイズ１．５μｍ以上の残留オーステナイト量の全残留オーステナイト量に占める比率（体積比）を２％以上とすることで、変形中に高い加工硬化率を持続させ、優れた深絞り性（ＬＤＲ）を得ることができることを見いだした。
【００２９】
また、上述のように、残留オーステナイトが加工誘起変態する際にＴＲＩＰ現象を生じ大きな伸びを得ることができる。一方で、加工誘起変態により形成されたマルテンサイト組織は硬く破壊の起点として作用する。より大きなマルテンサイト組織ほど破壊の起点をなりやすい。残留オーステナイトの平均サイズを１．０μｍ以下として、加工誘起変態により形成されるマルテンサイトの大きさを小さくすることで破壊を抑制する効果も得ることができる。
【００３０】
残留オーステナイトの平均サイズおよびサイズ１．５μｍ以上の残留オーステナイト量の全オーステナイト量に占める比率は、ＳＥＭを用いた結晶解析手法であるＥＢＳＤ（Electron Back Scatter Diffraction Patterns、後方散乱）法を用いてＰｈａｓｅマップを作成することにより求めることができる。得られたＰｈａｓｅマップから、個々のオーステナイト相（残留オーステナイト）の面積を求め、その面積から個々のオーステナイト相の円相当径（直径）を求め、求めた直径の平均値を残留オーステナイトの平均サイズとする。また、円相当径が１．５μｍ以上のオーステナイト相の面積を積算し、オーステナイト相の総面積に対する比率を求めることにより、サイズ１．５μｍ以上の残留オーステナイトの全オーステナイトに占める比率を得ることができる。なお、このようにして求めたサイズ１．５μｍ以上の残留オーステナイトの全オーステナイトに占める比率は面積比であるが、体積比と等価である。
【００３１】
（６）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、ＦＥ−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。
【００３２】
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、ＦＥ−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。
【００３３】
このＭｎ濃度分布の半価幅が大きいほど、残留オーステナイト中のＭｎ濃度のばらつきが大きい（Ｍｎの濃度分布の範囲が広い）ことを示している。本発明の高強度鋼板では、Ｍｎの濃度分布の半価幅が０．３質量％以上であり、好ましくは０．５質量％以上であり、より好ましくは０．６質量％以上であり、さらにより好ましくは０．７５質量％以上である。
【００３４】
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出し加工性を実現できる。
【００３５】
（７）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、鋼板中に含まれる粒子のサイズ分布を求めることができる。本発明の鋼板では、Ｘ線小角散乱により、焼戻しマルテンサイト中に分散した微細粒子であるセメンタイトの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、セメンタイトの粒子径が約１ｎｍのセメンタイト粒子に対応する。散乱強度は、鋼板中のセメンタイト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。
【００３６】
あるｑ値の散乱強度の大小は、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け率の大小を半定量的に示す。例えば、ｑ値が１ｎｍ−１の散乱強度というのは、約１ｎｍの微細なセメンタイト粒子の体積分率を示している。「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。
【００３７】
残留オーステナイトを含む高延性鋼においては、炭素が残留オーステナイトに集まっている状態で、理想的にはセメンタイトが存在しないことが好ましい。鋼材中に分散している粒径１ｎｍ程度の微細なセメンタイトは、転位の移動を妨げて鋼材の変形能を低下させ得る。そのため、粒径約１ｎｍのセメンタイトの体積分率が多い鋼材では、変形時の破壊が促進されて、耐衝突特性が低下し得る。
本発明の鋼板は、微細なセメンタイトの体積分率を低く抑えること、より具体的には、ｑ値が１ｎｍ−１の散乱強度を１ｃｍ−１以下にすることにより、焼戻しマルテンサイトのラス内に形成される微細な炭化物を減少させて、マルテンサイト中の変形能を高めている。これにより、鋼板が衝突時に破壊するのを抑制して、鋼板の耐衝突特性を向上させる。
【００３８】
Ｘ線小角散乱の測定は、ＲＩＧＡＫＵ社製Ｎａｎｏ−ｖｉｗｅｒにて、Ｘ線の線源としては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。また、ｑ値が０．１〜１０ｎｍ−１の範囲のデータを採取し、そのうち、ｑ値が１ｎｍ−１について絶対強度を求めた。
【００３９】
（８）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。
【００４０】
２．組成
以下に本発明に係る高強度鋼板の組成について説明する。まず、基本となる元素、Ｃ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｎ、ＰおよびＳについて説明し、さらに選択的に添加してよい元素について説明する。
なお、成分組成について単位の％表示は、すべて質量％を意味する。
【００４１】
（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る。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％以下までは溶接部の十字引張強度を確保できるが、０．３５％を超えると、十字引張強度を確保できず溶接に適さない。好ましくは０．１８％以上、さらに好ましくは０．２０％以上である。Ｃ量が０．３０％以下だとより容易に溶接することができる。
【００４２】
（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および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ＭＡが粗大になる。好ましくは０．７％以上、さらに好ましくは１．０％以上である。好ましく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。
【００４３】
（３）Ｍｎ：１．０〜４．０％
Ｍｎは、フェライトの形成を抑制し、オーステナイトを安定化させるのに必要な元素である。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。Ｍｎ量は、好ましくは１．３％以上、さらに好ましくは１．６％以上である。ただし、４．０％を超えると、ＭＡが粗大になり、穴広げ性が悪化する。そのため、Ｍｎ量は４．０％以下である。Ｍｎ量は、好ましくは３．５％以下、さらに好ましくは３．０％以下である。
【００４４】
（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。
【００４５】
（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。
【００４６】
（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。
【００４７】
しかし、この実施形態に限定されるものではない。本発明の高強度鋼板の特性を維持できる限り、任意のその他の元素を更に含んでよい。そのように選択的に含有させることができるその他の元素を以下に例示する。
【００４８】
（７）Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、ＣｒおよびＢの１種以上：合計で１．０％以下
これらの元素は、鋼の強化元素として有用であるとともに、残留オーステナイトの安定化や所定量の確保に有効な元素である。このような作用を有効に発揮させるためには、これらの元素は合計量で０．００１％以上、さらには０．０１％以上含有させることが推奨される。ただし、これらの元素を過剰に含有させても上記効果が飽和してしまい、経済的に無駄であるので、これらの元素は合計量で１．０％以下、さらには０．５％以下とするのが好ましい。
【００４９】
（８）Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ、ＺｒおよびＨｆの１種以上：合計で０．２％以下
これらの元素は、析出強化および組織微細化の効果があり、高強度化に有用な元素である。このような作用を有効に発揮させるためには、これらの元素を合計量で０．０１％以上、さらには０．０２％以上含有させることが推奨される。ただし、これらの元素を過剰に含有させても、上記効果が飽和してしまい、経済的に無駄であるので、これらの元素は合計量で０．２％以下、さらには０．１％以下とするのが好ましい。
【００５０】
（９）Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの１種以上：合計で０．０１％以下
これらの元素は、鋼中硫化物の形態を制御し、加工性向上に有効な元素である。ここで、本発明に用いられるＲＥＭ（希土類元素）としては、Ｓｃ、Ｙ、ランタノイド等が挙げられる。上記作用を有効に発揮させるためには、これらの元素を合計量で０．００１％以上、さらには０．００２％以上含有させることが推奨される。ただし、これらの元素を過剰に含有させても、上記効果が飽和してしまい、経済的に無駄であるので、これらの元素は合計量で０．０１％以下、さらには０．００５％以下とするのが好ましい。
【００５１】
３．特性
上述のように本発明の高強度鋼板は、ＴＳ、ＴＳ×ＥＬ、ＬＤＲ、λ、限界張出し高さ、引張試験時の破断部の板厚減少率およびＳＷ十字引張が何れも高いレベルにある。本発明の高強度鋼板のこれらの特性について以下に詳述する。
【００５２】
（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。
【００５３】
（２）ＴＳと全伸び（ＥＬ）との積（ＴＳ×ＥＬ）
ＴＳ×ＥＬが２３０００ＭＰａ・％以上である。２３０００ＭＰａ・％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２５０００ＭＰａ・％以上である。
なお、ＴＳおよびＥＬは、ＪＩＳ５号試験片を用いて、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１に従って引張試験を実施して、測定した。
【００５４】
（３）深絞り性（ＬＤＲ）
ＬＤＲは深絞り性の評価に用いられている指標である。円筒絞り成形において、得られる円筒の直径をｄとし、１回の深絞り加工で破断を生じずに円筒を得ることができる円盤状の鋼板（ブランク）の最大直径をＤとし、ｄ／ＤをＬＤＲ(Limiting Drawing Ratio)という。より詳細には、板厚１．４ｍｍで各種径を有する円盤状の試料を、パンチ径５０ｍｍ、パンチ角半径６ｍｍ、ダイ径５５．２ｍｍ、ダイ角半径８ｍｍの金型で円筒深絞りを行い、破断することなく絞り抜けた試料径（最大直径Ｄ）を求めることによりＬＤＲを求めることができる。
【００５５】
本発明の高強度鋼板は、ＬＤＲが２．０５以上であり、好ましくは２．１０以上であり、優れた深絞り性を有している。
【００５６】
（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、φ５３．４ｍｍで肩半径８ｍｍのダイとφ５０ｍｍの球頭パンチを用いて、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として張出し成形を行い、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ことができる。
【００５７】
本発明の高強度鋼板は、限界張出し高さが２０ｍｍ以上であり、好ましくは２２ｍｍ以上である。
【００５８】
（５）穴広げ率（λ）
穴広げ率λは、日本工業規格（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
【００５９】
本発明の高強度鋼板は、穴広げ率λが２０％以上、好ましくは３０％以上である。これによりプレス成形性等の優れた加工性を得ることができる。
【００６０】
（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、試料を破断させる。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、板厚減少率とする。
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。
【００６１】
（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。
【００６２】
４．製造方法
次に本発明に係る高強度鋼板の製造方法について説明する。
本発明者らは、所定の組成を有する圧延材に、以下に説明する熱処理を行うことにより、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。
【００６３】
図１は本発明に係る高強度鋼板の製造方法、とりわけ熱処理を説明するダイアグラムである。
熱処理を施す圧延材は、通常、熱間圧延後、冷間圧延を行って製造する。しかし、これに限定されるものでなく熱間圧延および冷間圧延のいずれか一方を行って製造してもよい。また、熱間圧延および冷間圧延の条件は特に限定されるものではない。
【００６４】
（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＋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）まで加熱し、温度Ｔ２で５〜６００秒保持してオーステナイト化する。
【００６５】
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。また、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。
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十分な時間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。
【００６６】
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。
保持温度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。
【００６７】
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。
【００６８】
次に図１の［３］および［４］で示すように、Ａｃ３点以上９５０℃以下の温度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。
【００６９】
Ａｃ３点以上９５０℃以下に加熱することで、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。
【００７０】
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、穴広げ率が低下する。
温度Ｔ２が９５０℃を超えると、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、張出し成形性が低下する。このため、温度Ｔ２は９５０℃以下である。
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。そのため温度Ｔ２での保持時間は６００秒以下である。
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、穴広げ率が低下する。
【００７１】
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。
【００７２】
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。
【００７３】
（２）冷却と３００℃〜５００℃の温度域での滞留
上記のオーステナイト化後、冷却し、図１の［６］に示すように、３００〜５００℃の温度範囲内で１０℃／秒以下の冷却速度で１０秒以上、３００秒未満滞留させる。
オーステナイト化後５００℃までの冷却は、少なくとも平均冷却速度１５℃／秒以上で冷却する。平均冷却速度を１５℃／秒以上とすることで、冷却中のフェライトの形成を抑制するためである。また、平均冷却速度を２００℃／秒未満とすることが好ましい。２００℃／秒未満とすることで急激な冷却による過大な熱歪みの発生を防止できる。
【００７４】
３００〜５００℃の温度範囲内で１０℃／秒以下の冷却速度で１０秒以上滞留させる。すなわち、３００〜５００℃の温度範囲内において、冷却速度が１０℃／秒以下の状態に１０秒以上置かれる。冷却速度が１０℃／秒以下の状態は、図１の［６］のように、実質的に一定の温度Ｔ３で保持する（すなわち、冷却速度が０℃／秒）場合も含む。
この滞留により、部分的にベイナイトを形成させる。そして、ベイナイトはオーステナイトより炭素の固溶限が低いことから、固溶限を超えた炭素をはき出す。この結果、ベイナイト周囲に炭素が濃化したオーステナイトの領域が形成される。
この領域が後述する冷却、再加熱を経て、やや粗大な残留オーステナイトとなる。このやや粗大な残留オーステナイトを形成することで、上述のように深絞り性を高くすることができる。
【００７５】
滞留させる温度が５００℃より高いと、炭素濃化領域が大きくなりすぎて、残留オーステナイトだけでなく、ＭＡも粗大になるために、穴広げ率が低下する。一方、滞留させる温度が３００℃より低いと、炭素濃化領域が小さくなり、粗大な残留オーステナイトの量が不足し、深絞り性が低下する。
また、滞留時間が１０秒より短いと、炭素濃化領域の面積が小さくなり、粗大な残留オーステナイトの量が不足し、深絞り性が低下する。一方、滞留時間が３００秒以上になると、炭素濃化領域が大きくなりすぎて、残留オーステナイトだけでなく、ＭＡも粗大になるため、穴広げ率が低下する。
また、滞留中の冷却速度が１０℃／秒より大きいと十分なベイナイト変態が起こらず、従って、十分な炭素濃化領域が形成されず、粗大な残留オーステナイトの量が不足する。
【００７６】
従って、３００〜５００℃の温度範囲内で１０℃／秒以下の冷却速度で１０秒以上滞留させる。好ましくは３２０〜４８０℃の温度範囲内で８℃／秒以下の冷却速度で１０秒以上滞留させ、その間、一定温度で３〜８０秒保持することが好ましい。
更に好ましくは３４０〜４６０℃の温度範囲内で３℃／秒以下の冷却速度で１０秒以上滞留させ、その間、一定温度で５〜６０秒保持する。
【００７７】
（３）１００℃以上、３００℃未満の間の冷却停止温度Ｔ４まで冷却
上述の滞留後、図１の［７］に示すように３００℃以上の第２冷却開始温度から１００℃〜３００℃の間の冷却停止温度Ｔ４まで１０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却する。好ましい実施形態の１つでは、図１の［７］に示すように、上述の滞留の終了温度を第２冷却開始温度とする。
【００７８】
この冷却により、上述の炭素濃化領域をオーステナイトとして残したまま、マルテンサイト変態を起こさせる。冷却停止温度Ｔ４を１００〜３００℃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。
【００７９】
冷却速度が、１０℃／秒より遅いと、冷却中に炭素濃化領域が必要以上に広がり、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。
冷却停止温度が３００℃を超えると、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。
冷却停止温度が１００℃未満であると、残留オーステナイト量が不足して延性が低下する。
なお、好ましい冷却速度は１５℃／秒以上であり、好ましい冷却停止温度は１２０℃以上、２８０℃以下である。更に好ましい冷却速度は２０℃／秒以上であり、更に好ましい冷却停止温度は１４０℃以上、２６０℃以下である。
【００８０】
図１の［８］に示すように、冷却停止温度で保持してもよい。保持する場合の好ましい保持時間として、１〜１００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、１００秒を超える保持時間は生産性を低下させる。
【００８１】
（４）３００〜５００℃の温度範囲まで再加熱
図１の［９］に示すように、上述の冷却停止温度Ｔ４から３００〜５００℃の範囲にある再加熱温度Ｔ５まで、３０℃／秒以上の平均再加熱速度で加熱する。
平均再加熱温度が３０℃／秒未満であると、後述するように、マルテンサイト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、耐衝撃特性が劣化する。したがって、平均再加熱速度は３０℃／秒以上である。好ましい平均再加熱速度は、６０℃／秒以上、より好ましくは７０℃／秒以上である。
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。
【００８２】
再加熱温度に到達した後は、図１の［１０］に示すようにその温度で保持する。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、保持時間を１〜１５０秒とする。
パラメータＰが１１０００以上１４０００以下となるように、かつ、保持時間が１〜８０秒とするのが好ましい。本実施形態の鋼板の焼き戻しパラメータＰは以下の式（１）で表される。
Ｐ＝Ｔ（Ｋ）×（２０＋ｌｏｇ（ｔ／３６００））・・（１）
ここで、Ｔは焼戻し温度(Ｋ)、ｔは保持時間（秒）である。
【００８３】
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。
【００８４】
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、耐衝撃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。
【００８５】
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、耐衝撃特性が劣化する。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。
【００８６】
再加熱温度が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は、３２０〜４８０℃であり、更に好ましい再加熱温度は、３４０〜４６０℃である。
【００８７】
再加熱の後、図１の［１１］に示すように、室温のような２００℃以下の温度まで冷却してよい。２００℃以下までの好ましい平均冷却速度として１０℃／秒を挙げることができる。
以上の熱処理により本発明の高強度鋼板を得ることができる。
【００８８】
以上に説明した本発明の実施形態に係る高強度鋼板の製造方法に接した当業者であれば、試行錯誤により、上述した製造方法と異なる製造方法により本発明に係る高強度鋼板を得ることができる可能性がある。
【実施例】
【００８９】
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・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、５００℃まで３０℃／秒で冷却し、冷却を停止し、５００℃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、１．５ｍｍ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、３に示した。なお、表２、３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．１５は、図１の［６］に相当する工程において、３００〜５００℃の温度範囲内で１０℃／秒以下の冷却速度で１０秒以上滞留させなかったサンプルである。すなわち、サンプルＮｏ．１５は、オーステナイト化後、５００℃以上の温度から急冷を開始し、２００℃まで一気に冷却したサンプル（図１で［６］および［７］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Ｎｏ．２２は、図１の［２］に相当する工程において、Ａｃ１点と０．２×Ａｃ１点＋０．８×Ａｃ３点との間の温度で５秒以上保持しなかったサンプルである。すなわち、サンプルＮｏ．２２は、冷延鋼板に対して、オーステナイト化温度（８５０℃）まで一気に加熱したサンプル（図１で［２］および［３］に相当する工程をスキップしたサンプル）である。［９］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７において、下線を伏した数値は、本発明の範囲から外れていることを示している。
【００９０】
【表１】
2018095896.tif 000003
【００９１】
【表２】
2018095896.tif 000004
【００９２】
【表３】
2018095896.tif 000005
【００９３】
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４および５には「焼戻しＭ／Ｂ」記載）、残留オーステナイト量、ＭＡの平均サイズ、残留オーステナイトの平均サイズ、サイズ１．５μｍ以上の残留オーステナイトの全オーステナイトに占める比率（表４および５には、「１．５μｍ以上の残留オーステナイト比率」と記載）、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４および５に示す。
【００９４】
【表４】
2018095896.tif 000006
【００９５】
【表５】
2018095896.tif 000007
【００９６】
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、ＴＳおよびＥＬを測定し、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、ＬＤＲ、板厚減少率（表６および７のＲ５引張り板厚減少率）およびスポット溶接部の十字引張強度を求めた。得られた結果を表６および７に示す。
表６および７において、上記熱処理後の鋼板の特性が、引張強度：９８０ＭＰａ以上、ＴＳ×ＥＬ：２３０００ＭＰａ％以上、深絞り性（ＬＤＲ）：２．０５以上、張出し成形での限界高さ：２０ｍｍ以上、穴広げ率λ：２０％以上、Ｒ５引張板厚減少率：５０％以上、およびＳＷ十字引張り強度：６ｋＮ以上の全てを満たすサンプルを合格（○）とし、それ以外のサンプルを不合格（×）とした。
【００９７】
【表６】
2018095896.tif 000008
【００９８】
【表７】
2018095896.tif 000009
【００９９】
４．まとめ
表６および７の結果を考察する。サンプルＮｏ．４〜６、８、１１〜１３、２０、２１、２４、２７、３８〜４０および４７〜６６は、本発明で規定する全ての要件（組成、製造条件および鋼組織）を満たす実施例である。これらの試料はいずれも、９８０ＭＰａ以上の引張強度（ＴＳ）、２３０００ＭＰａ以上のＴＳ×ＥＬ、２．０５以上のＬＤＲ、２０％以上の穴広げ率（λ）、２０ｍｍ以上の限界張出し高さ、５０％以上のＲ５引張板厚減少率および６ｋＮ以上のＳＷ十字引張り強度を達成している。
【０１００】
これに対して、サンプルＮｏ．１は、［６］１次停止温度が低いため、粗大な残留オーステナイト量が不足し、深絞り性が低下した。
【０１０１】
サンプルＮｏ．２は、［９］再加熱速度が小さいため、マルテンサイト内に炭化物が形成されて、ｑ値が１ｎｍ−１の散乱強度が増加し、耐衝突特性が低下した。
【０１０２】
サンプルＮｏ．３は、［６］１次冷却時間が短く、粗大な残留オーステナイト量が不足し、深絞り性が低下した。
【０１０３】
サンプルＮｏ．７は、［１１］冷却速度が小さく、ｑ値が１ｎｍ−１の散乱強度が増加し、耐衝突特性が低下した。
【０１０４】
サンプルＮｏ．９および１０は、［９］再加熱速度が小さいため、マルテンサイト内に炭化物が形成されて、ｑ値が１ｎｍ−１の散乱強度が増加し、耐衝突特性が低下した。
【０１０５】
サンプルＮｏ．１４は、［６］１次停止温度が高いため、粗大な未変態オーステナイトが増え、ＭＡサイズが粗大になり、穴広げ率λが低下した。
【０１０６】
サンプルＮｏ．１５は、オーステナイト化後の冷却において、３００〜５００℃の温度範囲で保持しなかった。そのため、粗大な残留オーステナイト量が不足し、深絞り性が低下した。
【０１０７】
サンプルＮｏ．１６は、［２］１次保持温度が低いため、炭素濃化領域中のＭｎ濃度のばらつきが小さくなり、張出し成形性が低下した。
【０１０８】
サンプルＮｏ．１７は、［２］１次保持温度が高いため、炭素濃化領域中のＭｎ濃度のばらつきが小さくなり、張出し成形性が低下した。
【０１０９】
サンプルＮｏ．１８および１９は、［９］再加熱速度が小さいため、マルテンサイト内に炭化物が形成されて、ｑ値が１ｎｍ−１の散乱強度が増加し、耐衝突特性が低下した。
【０１１０】
サンプルＮｏ．２２は、オーステナイト化工程で、Ａｃ１点と０．２×Ａｃ１点＋０．８×Ａｃ３点との間の温度で保持をしなかった。そのため、炭素濃化領域中のＭｎ濃度のばらつきが小さくなり、張出し成形性が低下した。
【０１１１】
サンプルＮｏ．２３は、［９］再加熱速度が小さいため、マルテンサイト内に炭化物が形成されて、ｑ値が１ｎｍ−１の散乱強度が増加し、耐衝突特性が低下した。
【０１１２】
サンプルＮｏ．２５は、［８］停止温度が高いため、粗大な未変態オーステナイトが増え、ＭＡサイズが粗大になり、穴広げ率λが低下した。
【０１１３】
サンプルＮｏ．２６は、［９］再加熱速度が小さいため、マルテンサイト内に炭化物が形成されて、ｑ値が１ｎｍ−１の散乱強度が増加し、耐衝突特性が低下した。
【０１１４】
サンプルＮｏ．２８は、［８］停止温度が低いため、残留オーステナイト量が不足して延性が低下し、ＴＳ×Ｅｌのバランスが低下した。
【０１１５】
サンプルＮｏ．２９は、［４］加熱温度が高いため、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、張出し成形性が低下した。
【０１１６】
サンプルＮｏ．３０は、［４］加熱時間が長いため、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した。
【０１１７】
サンプルＮｏ．３１は、［４］加熱温度が低いため、フェライト分率が５％を超えて、穴広げ率が低下した。
【０１１８】
サンプルＮｏ．３２は、［１０］保持時間が長いため、炭素がセメンタイトとして析出し、ｑ値が１ｎｍ−１の散乱強度が増加し、耐衝突特性が低下した。
【０１１９】
サンプルＮｏ．３３は、［１０］保持温度が高く、また焼戻しパラメータが大きすぎるため、炭化物の形成を防止できず、残留オーステナイト量が不足し、ＴＳ×ＥＬバランスが劣化した。
【０１２０】
サンプルＮｏ．３４は、［１０］保持温度が低く、また焼戻しパラメータが小さすぎるため、炭素の拡散が不足して、残留オーステナイト量が不足し、ＴＳ×ＥＬバランスが劣化した。
【０１２１】
サンプルＮｏ．３５〜３７は、［９］再加熱速度が小さいため、マルテンサイト内に炭化物が形成されて、ｑ値が１ｎｍ−１の散乱強度が増加し、耐衝突特性が低下した。
【０１２２】
サンプルＮｏ．４１は、Ｃ含有量が少ないため、所望の組織が得られず、ＴＳ×ＥＬが低下した。
【０１２３】
サンプルＮｏ．４２は、Ｍｎ含有量が多いため、ＭＡ平均サイズが大きくなり、穴広げ性が低下した。
【０１２４】
サンプルＮｏ．４３は、Ｍｎ含有量が少ないため、フェライト分率が５％を超え、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％未満となり、ＴＳ×ＥＬ、張出成形性、ＬＤＲが本発明の規定から外れた。
【０１２５】
サンプルＮｏ．４４は、ＳｉとＡｌの合計含有量が少ないため、炭素がセメンタイトとして析出し、残留オーステナイト量が不足し、その結果ＴＳ×ＥＬが低下した。
【０１２６】
サンプルＮｏ．４５は、Ｃ含有量が多いため、十字引張強度が低下した。
【０１２７】
サンプルＮｏ．４６は、ＳｉとＡｌの合計含有量が多いため、ＭＡ平均サイズが大きくなり、穴拡げ性が低下した。
【０１２８】
このように、本発明に規定する組成と鋼組織を満たす鋼板は、引張強度（ＴＳ）、（ＴＳ）と全伸び（ＥＬ）との積（ＴＳ×ＥＬ）、ＬＤＲ、穴広げ率（λ）、張出し成形性、引張試験時の破断部の板厚減少率およびスポット溶接部の十字引張が何れも高いレベルとなることが確認できた。
また、本発明の製造方法によれば、本発明に規定する組成と鋼組織を満たす鋼板を製造することができることが確認できた。
【図１】
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