(57)【要約】【課題】引張強度、降伏比、ＴＳ×ＥＬ、ＬＤＲ、穴広げ率、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高強度鋼板を提供する。【解決手段】本発明に係る高強度鋼板は、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テナイト量の２％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。【選択図】図１
2018021231.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、
ＭＡの平均サイズが１．０μｍ以下であり、
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テナイト量の２％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】
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。
【請求項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。
【請求項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Ａｃ３点以上の温度に加熱し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℃〜５００℃の間を平均冷却速度１５℃／秒以上、２００℃／秒未満で冷却し、３００〜５００℃の範囲内で１０℃／秒以下の冷却速度で１０秒以上、３００秒未満留させることと、
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。
【請求項５】
前記の滞留が３００〜５００℃の範囲内の一定温度で保持することを含む請求項４に記載の製造方法。
【請求項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。
【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。
【０００３】
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。
【０００４】
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。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特許第５２４０４２１号明細書
【特許文献２】特開２０１５−１０５３８４号公報
【特許文献３】特開２０１２−２５１２３９号公報
【特許文献４】特開２００９−２０３５４８号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
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、優れた深絞り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。
【０００７】
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。
【０００８】
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、深絞り性を示すＬＤＲが２．０５以上であること、および穴広げ性を示す穴広げ率λが２０％以上であることも求められている。
【０００９】
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。
【００１０】
本発明はこのような要求に応えるためになされたものであって、引張強度（ＴＳ）、降伏比（ＹＲ）、（ＴＳ）と全伸び（ＥＬ）との積（ＴＳ×ＥＬ）、ＬＤＲ、穴広げ率（λ）、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（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。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
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テナイト量の２％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。
【００１２】
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。
【００１３】
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。
【００１４】
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Ａｃ３点以上の温度に加熱し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℃〜５００℃の間を平均冷却速度１５℃／秒以上、２００℃／秒未満で冷却し、３００〜５００℃の範囲内で１０℃／秒以下の冷却速度で１０秒以上、３００秒未満留させることと、
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。
【００１５】
本発明の態様５は、前記の滞留が３００〜５００℃の範囲内の一定温度で保持することを含む態様４に記載の製造方法である。
【００１６】
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。
【００１７】
本発明によれば、引張強度（ＴＳ）、降伏比（ＹＲ）、（ＴＳ）と全伸び（ＥＬ）との積（ＴＳ×ＥＬ）、ＬＤＲ、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）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。
【図面の簡単な説明】
【００１８】
【図１】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。
【発明を実施するための形態】
【００１９】
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、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）、ＬＤＲ、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）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。
【００２０】
１．鋼組織
以下に本発明の高強度鋼板の鋼組織の詳細を説明する。
以下の鋼組織の説明では、そのような組織を有することにより各種の特性を向上できるメカニズムについて説明している場合がある。これらは本発明者らが現時点で得られている知見により考えたメカニズムであるが、本発明の技術的範囲を限定するものではないことに留意されたい。
【００２１】
（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。
【００２２】
（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。
【００２３】
（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。
【００２４】
本発明の高強度鋼板では、残留オーステナイトの多くは、ＭＡの形態で存在する。ＭＡとは、martensite-austenite constituentの略であり、マルテンサイトとオーステナイトの複合体（複合組織）である。
残留オーステナイト量は、Ｘ線回折によりフェライト（Ｘ線回折では焼戻しマルテンサイトおよび未焼戻しのマルテンサイトを含む）とオーステナイトの回折強度比を求めて算出することにより得ることができる。Ｘ線源としてはＣｏ−Ｋα線を用いることができる。
【００２５】
（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。
【００２６】
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。
【００２７】
（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。
【００２８】
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。
【００２９】
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。
【００３０】
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となりやすい。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。
【００３１】
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）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。
【００３２】
（６）Ｘ線小角散乱のｑ値が１ｎｍ−１での散乱強度が１．０ｃｍ−１以下
Ｘ線小角散乱とは、Ｘ線を鋼板に照射して、鋼板を透過したＸ線の散乱を測定することにより、鋼板中に含まれる微細粒子（例えば、鋼板中に分散したセメンタイト粒子）のサイズ分布を求めることができる。本発明の鋼板では、Ｘ線小角散乱により、焼戻しマルテンサイト中に分散した微細粒子であるセメンタイト粒子のサイズ分布を求めることができる。具体的には、Ｘ線小角散乱では、ｑ値と散乱強度を用いてセメンタイトの粒子のサイズとその分率を解析することができる。
ｑ値は鋼板中の粒子（例えばセメンタイト粒子）のサイズの指標である。「ｑ値が１ｎｍ−１」とは、粒子径が約１ｎｍのセメンタイト粒子に対応する。散乱強度は、鋼板中の粒子（例えばセメンタイト粒子）の体積分率の指標である。散乱強度が強いほどセメンタイトの体積分率が大きいことを示している。
【００３３】
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。
【００３４】
残留γを含む高延性鋼においては、炭素が残留オーステナイトに集まっている状態で、理想的にはセメンタイトが存在しないことが好ましい。鋼材中に分散している粒径１ｎｍ程度の微細なセメンタイトは、転位の移動を妨げて鋼材の変形能を低下させ得る。そのため、粒径約１ｎｍのセメンタイトの体積分率が多い鋼材では、変形時の破壊が促進されて、耐衝突特性が低下し得る。
本発明の鋼板は、微細なセメンタイトの体積分率を低く抑えること、より具体的には、ｑ値が１ｎｍ−１の散乱強度を１ｃｍ−１以下にすることにより、焼戻しマルテンサイトのラス内に形成される微細な炭化物を減少させて、マルテンサイト中の変形能を高めている。これにより、鋼板が衝突時に破壊するのを抑制して、鋼板の耐衝突特性を向上させる。
【００３５】
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。
【００３６】
（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。
【００３７】
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。
【００３８】
（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。
【００３９】
（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。
【００４０】
（３）Ｍｎ：１．０〜４．０％
マンガンはフェライトの形成を抑制する。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ＭＡが粗大になり穴拡げ性が劣化する。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。
【００４１】
（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。
【００４２】
（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。
【００４３】
（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。
【００４４】
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。
【００４５】
３．特性
上述のように本発明の高強度鋼板は、ＴＳ、ＹＲ、ＴＳ×ＥＬ、ＬＤＲ、λ、耐衝突特性および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。
【００４６】
（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。
【００４７】
（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。
【００４８】
（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。
【００４９】
（４）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。
【００５０】
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。
【００５１】
（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
【００５２】
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。
【００５３】
（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。
【００５４】
（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。
【００５５】
４．製造方法
次に本発明に係る高強度鋼板の製造方法について説明する。
本発明者らは、所定の組成を有する圧延材に詳細を後述する熱処理（マルチステップのオーステンパー処理）を行うことにより、上述の所望の鋼組織を有し、その結果、上述の所望の特性を有する高強度鋼板を得ること見いだしたのである。
以下にその詳細を説明する。
【００５６】
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。
【００５７】
（１）オーステナイト化処理
図１の［１］および［２］に示すように、Ａｃ３点以上の温度に加熱して、所定の加熱時間で加熱することにより、圧延材をオーステナイト化する。この加熱温度での加熱時間は、例えば１〜１８００秒である。加熱温度の上限は、好ましくは、Ａｃ３点以上、Ａｃ３点＋１００℃以下である。Ａｃ３点＋１００℃以下の温度とすることで結晶粒の粗大化を抑制できるからである。加熱温度は、より好ましくはＡｃ３点＋１０℃以上、Ａｃ３点＋９０℃以下、さらに好ましくは、Ａｃ３点＋２０℃以上、Ａｃ３点＋８０℃以下である。より完全にオーステナイト化しフェライトの形成を抑制できるとともに、結晶粒の粗大化をより確実に抑制できるからである。
図１の［１］で示す、オーステナイト化時の加熱は任意の加熱速度で行ってよいが、好ましい平均加熱速度として１℃／秒以上、より好ましくは２０℃／秒を挙げることができる。
（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［５］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秒未満留させる。
冷却は、少なくとも６５０℃〜５００℃の間は、平均冷却速度１５℃／秒以上、２００℃／秒未満で冷却する。平均冷却速度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、冷却速度を２００℃／秒未満とすることで急激な冷却よる過大な熱歪みの発生を防止できる。このような冷却の好ましい例として、図１の［３］に示すように、６５０℃以上である急冷開始温度までは、０．１℃／秒以上、１０℃／秒以下の比較的低い平均冷却速度で冷却し、図１の［４］に示すように、急冷開始温度から、５００℃以下である滞留開始温度まで平均冷却速度２０℃／秒以上、２００℃／秒未満で冷却することを挙げることができる。
【００５８】
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［５］のように、実質的に一定の温度で保持する（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。
【００５９】
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、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。
【００６０】
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。
【００６１】
（３）１００℃以上、３００℃未満の間の冷却停止温度まで冷却
上述の滞留後、図１の［６］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［６］に示すように、上述の滞留の終了温度（例えば、図１の［５］に示す保持温度）を第２冷却開始温度とする。
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。
【００６２】
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℃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、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℃／ｓ以上であり、更に好ましい冷却停止温度は１４０℃以下、２６０℃以下である。
【００６３】
図１の［７］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、１〜６００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。
【００６４】
（４）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から３００〜５００℃範囲にある再加熱温度まで、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。
【００６５】
再加熱温度に到達した後は、図１の［９］に示すようにその温度で保持する。そのとき、以下の式（１）で表される焼戻しパラメータPが１００００以上、１４５００以下となるように、かつ、保持時間が１〜１５０秒とするのが好ましい。本実施形態の鋼板の焼き戻しパラメータPは以下の式（１）で表される。
P=T(K)×（20+log(t/3600）・・・（１）
ここで、Tは焼戻し温度(K)、tは保持時間(秒)である。
【００６６】
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。
【００６７】
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。
【００６８】
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。
【００６９】
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。
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。
【００７０】
再加熱の後、図１の［１０］に示すように、例えば室温のような２００℃以下の温度まで冷却してよい。２００℃以下までの好ましい平均冷却速度として１０℃／秒を挙げることができる。
以上の熱処理により本発明の高強度鋼板を得ることができる。
【００７１】
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】
【００７２】
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、４、７および２６は、図１の［５］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。特に、サンプルＮｏ．１および２６は、７００℃で急冷を開始後、２００℃まで一気に冷却したサンプル（図１で［５］、［６］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．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［６］〜［８］に相当する工程をスキップしたサンプル）である。
［８］に相当する再加熱は通電加熱法により行った。
なお，表１〜表４において、アスタリスク（＊）を付した数値は、本発明の範囲から外れていることを示している。
【００７３】
【表１】
2018021231.tif 000003
【００７４】
【表２】
2018021231.tif 000004
【００７５】
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、残留オーステナイトの平均サイズ（残留γ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３には、「１．５μｍ以上の残留γ比率」と記載）、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。
【００７６】
【表３】
2018021231.tif 000005
【００７７】
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、ＬＤＲ、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。
【００７８】
【表４】
2018021231.tif 000006
【００７９】
表４の結果を考察する。サンプルＮｏ．１３、１５、１８、２１および２８〜３６は、本発明で規定する全ての要件（組成、製造条件および鋼組織）を満たす実施例である。これらの試料はいずれも、９８０ＭＰａ以上の引張強度（ＴＳ）、０．７５以上の降伏比（ＹＲ）、２００００ＭＰａ以上のＴＳ×ＥＬ、２．０５以上のＬＤＲ、２０％以上の穴広げ率（λ）、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。
【００８０】
これに対して、サンプルＮｏ．１は、オーステナイト化後、３００〜５００℃の温度範囲内で滞留させなかったことから、サイズ１．５μｍ以上の残留オーステナイト量が十分でなく、この結果、十分な深絞り性が得られなかった。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。
【００８１】
サンプルＮｏ．２は、[5]保持温度が３００秒と長いため、ＭＡ平均サイズが過大となり、この結果、十分な穴広げ率が得られなかった。
【００８２】
サンプルＮｏ．３は、[6]冷却速度が１℃／秒と遅いため、ＭＡ平均サイズが過大となり、この結果、十分な穴広げ率が得られなかった。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。
【００８３】
サンプルＮｏ．４は、[5]保持時間が３秒と短いため、サイズ１．５μｍ以上の残留オーステナイト量が十分でなく、十分な深絞り性が得られなかった。
【００８４】
サンプルＮｏ．５は、[5]保持温度が５５０℃と高いため、ＭＡ平均サイズが過大となり、この結果、十分な穴広げ率および十分な深絞り性が得られなかった。
【００８５】
サンプルＮｏ．６は、[5]保持温度が２５０℃と低いため、サイズ１．５μｍ以上の残留オーステナイト量が十分でなく、この結果、十分な深絞り性が得られなかった。
【００８６】
サンプルＮｏ．７は、[6]冷却停止温度が３５０℃と高いため、焼戻しマルテンサイトと焼戻しベイナイトの合計量が不足し、ＭＡ平均サイズが過大で、かつ残留オーステナイトの平均サイズも過大となった。この結果、十分な穴広げ率および深絞り性が得られなかった。
【００８７】
サンプルＮｏ．８は、[1]加熱温度が７８０℃と低いため、フェライト量が過大となり、かつ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、この結果、十分な引張強度および降伏比が得られなかった。
【００８８】
サンプルＮｏ．９は、[6]冷却停止温度が４００℃と高いため、マルテンサイトおよびベイナイトが形成されず、ＭＡ平均サイズが過大で、かつ残留オーステナイトの平均サイズも過大となった。この結果、十分な引張強度および降伏比が得られなかった。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、λが低下した。
【００８９】
サンプルＮｏ．１０は、[5]冷却停止温度が２０℃と低かったため残留γ量が少なくなり、かつサイズ１．５μｍ以上の残留オーステナイト量が十分でない。この結果、十分なＴＳ×ＥＬの値および十分な深絞り性が得られなかった。
【００９０】
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。
【００９１】
サンプルＮｏ．１２は、[4]急冷開始温度が５８０℃と低いため、フェライト量が過大となり、かつ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、この結果、十分な引張強度および降伏比が得られなかった。
【００９２】
サンプルＮｏ．１４は、[4]冷却速度が８℃／秒と遅いため、フェライト量が過大となり、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、かつＭＡ平均サイズが過大となった。この結果、十分な引張強度および降伏比が得られなかった。
【００９３】
サンプルＮｏ．１６は、[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。
【００９４】
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。
【００９５】
サンプルＮｏ．１９は、[7]再加熱温度が５５０℃高かったため、パラメータが１４６０４と高くなった。そのため、残留γ量が少なくなり、かつサイズ１．５μｍ以上の残留オーステナイト量が十分でない。その結果としてＴＳ×ＥＬおよび深絞り性が低下した。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。
【００９６】
サンプルＮｏ．２０は、[8]再加熱温度が２５０℃と低かったため、パラメータが９２８０と低くなった。そのため、炭素の拡散が不足し、残留γ量が少なくなり、かつサイズ１．５μｍ以上の残留オーステナイト量が十分でない。その結果、ＴＳ×ＥＬおよび深絞り性が低下した。
【００９７】
サンプルＮｏ．２２は、Ｃ量が少なく、残留オーステナイト量が不足し、かつサイズ１．５μｍ以上の残留オーステナイト量が十分でなく、この結果、十分なＴＳ×ＥＬおよび深絞り性が得られなかった。
サンプルＮｏ．２３は、Ｍｎ量が多く、残留オーステナイト量が不足し、この結果、十分なＴＳ×ＥＬが得られなかった。
【００９８】
サンプルＮｏ．２４は、Ｍｎ量が少なく、フェライト量が過大で、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、十分な引張強度および降伏比が得られなかった。
サンプルＮｏ．２５は、Ｓｉ＋Ａｌ量が少なく、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、残留オーステナイトが少なく、ＭＡ平均サイズが過大で、かつ残留オーステナイトの平均サイズも過大となった。この結果、十分なＴＳ×ＥＬ、穴広げ率および深絞り性が得られなかった。
【００９９】
サンプルＮｏ．２６はＣ量が過大で、かつオーステナイト化後、３００〜５００℃の温度範囲内で滞留させなかったことから、十分なＳＷ十字引張強度が得られなかった。
【０１００】
サンプルＮｏ．２７は、Ｓｉ＋Ａｌ量が過多であり、十分なＴＳ×ＥＬが得られなかった。
【０１０１】
４．まとめ
このように、本発明に規定する組成と鋼組織を満たす鋼板は、引張強度（ＴＳ）、降伏比（ＹＲ）、（ＴＳ）と全伸び（ＥＬ）との積（ＴＳ×ＥＬ）、ＬＤＲ、穴広げ率（λ）、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】
2018021231.tif 000007