(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
成分組成が、質量％で、
Ｃ：０．４０〜０．６０％、
Ｓｉ＋Ａｌ：０．５〜２．０％、
Ｍｎ：１．０〜４．０％、
Ｐ：０〜０．０５％、
Ｓ：０〜０．０１％
であり、残部が鉄および不可避的不純物からなり、
鋼組織が、
全組織に対する面積率で、
残留オーステナイトが２０〜４０％、
フェライトが２〜２０％
であり、残部がベイナイト、マルテンサイト、焼戻しベイナイト、および焼戻しマルテンサイトの１種または２種以上からなるとともに、
前記残留オーステナイト中の炭素濃度に関し、
その平均炭素濃度が０．９〜１．２質量％、
その炭素濃度分布の標準偏差が０．２９質量％以上
その炭素濃度が１．５質量％以上の領域が全組織に対する面積率で３．０％以上
であることを特徴とする高強度高延性鋼板。
【請求項２】
成分組成が、質量％で、さらに、
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、ＣｒおよびＢの１種または２種以上を合計で１．０％以下含むものである請求項１に記載の高強度高延性鋼板。
【請求項３】
成分組成が、質量％で、さらに、
Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ、ＺｒおよびＨｆの１種または２種以上を合計で０．２％以下含むものである請求項１または２に記載の高強度高延性鋼板。
【請求項４】
成分組成が、質量％で、さらに、
Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの１種または２種以上を合計で０．０１％以下含むものである請求項１〜３のいずれか１項に記載の高強度高延性鋼板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動用薄鋼板などとして有用な高強度高延性鋼板に関し、詳しくは、鋼板の強度・延性バランス向上技術に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
例えば自動車の骨格部品などに使用される鋼板には、衝突安全性や車体軽量化による燃費軽減などを目的としてさらなる高強度が求められるとともに、形状の複雑な骨格部品に加工するために優れた成形加工性も要求される。このため、具体的に要求される機械的特性（以下、単に「特性」ともいう。）としては、引張強度（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上で、引張強度（ＴＳ）×伸び（ＥＬ）が３００００ＭＰａ・％以上を確保しうる鋼板の開発が要望されている。
【０００３】
９８０ＭＰａ級以上の高強度鋼板において、高強度化と高延性確保を両立させるには、残留オーステナイトによるＴＲＩＰ効果を活用したＴＲＩＰ鋼やＴＢＦ鋼等を用いることが有効である。これらの鋼の強度−延性バランスをさらに向上させるべく、残留オーステナイトの量、平均炭素濃度、形態について種々検討がなされ、より良好な特性を有する鋼板が提案されている（例えば、特許文献１〜３参照）。
【０００４】
たとえば、特許文献１には、鋼組織中の残留オーステナイトの形態をラス状と島状に分類した場合、島状の残留オーステナイトの割合を一定の範囲に制御することで、伸びとプレス成形安定性に優れた高強度薄鋼板が提案されている。この技術では、室温での良好な伸びに加え、１００〜２００℃の温間での良好な伸びが実現されているものの、衝突特性として有効な材料因子であるＹＲと強度−延性バランスが十分に確保できていないと想定され、上記要望レベルを満足させるものとは考えられない。
【０００５】
また、特許文献２には、鋼組織中におけるオーステナイト相の結晶方位の集積度を高めることで、圧延方向に対して４５°方向の均一伸びを顕著に改善した高強度冷延鋼板が提案されている。しかしながら、一般的な延性評価方向である、圧延方向および圧延直角方向の特性は特筆するものでなく、上記要望レベルを満足させるものとは考えられない。
【０００６】
また、特許文献３には、鋼組織中の残留オーステナイト粒の表面と内部にＣ濃度差を付与することで、塗装焼付け硬化性と強度−延性バランスが改善された高強度薄鋼板が提案されている。しかしながら、この技術における、残留オーステナイト粒へのＣ濃度差の付与は、塗装焼付け硬化性の改善を主目的としたものにすぎず、本発明のように、残留オーステナイトの安定性を改善することで延性を高めるために、残留オーステナイトに必要な炭素濃度分布を付与することを意図したものではなく、本願発明とは全く技術的思想を異にするものである。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特開２０１２−４１５７３号公報
【特許文献２】特開２０１２−２１２２５号公報
【特許文献３】特開２０１２−３１５０５号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
そこで本発明の目的は、引張強度（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上で、引張強度（ＴＳ）×伸び（ＥＬ）が３００００ＭＰａ・％以上の、強度−延性バランスに優れた高強度高延性鋼板を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
本発明の第１発明に係る高強度高延性鋼板は、
成分組成が、質量％で、
Ｃ：０．４０〜０．６０％、
Ｓｉ＋Ａｌ：０．５〜２．０％、
Ｍｎ：１．０〜４．０％、
Ｐ：０〜０．０５％、
Ｓ：０〜０．０１％
であり、残部が鉄および不可避的不純物からなり、
鋼組織が、
全組織に対する面積率で、
残留オーステナイトが２０〜４０％、
フェライトが２〜２０％
であり、残部がベイナイト、マルテンサイト、焼戻しベイナイト、および焼戻しマルテンサイトの１種または２種以上からなるとともに、
前記残留オーステナイト中の炭素濃度に関し、
その平均炭素濃度が０．９〜１．２質量％、
その炭素濃度分布の標準偏差が０．２９質量％以上
その炭素濃度が１．５質量％以上の領域が全組織に対する面積率で３．０％以上
であることを特徴とする。
【００１０】
本発明の第２発明に係る高強度高延性鋼板は、
上記第１発明において、
成分組成が、質量％で、さらに、
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、ＣｒおよびＢの１種または２種以上を合計で１．０％以下含むものである。
【００１１】
本発明の第３発明に係る高強度高延性鋼板は、
上記第１または第２発明において、
成分組成が、質量％で、さらに、
Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ、ＺｒおよびＨｆの１種または２種以上を合計で０．２％以下含むものである。
【００１２】
本発明の第４発明に係る高強度高延性鋼板は、
上記第１〜第３発明のいずれか１つの発明において、
成分組成が、質量％で、さらに、
Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの１種または２種以上を合計で０．０１％以下含むものである。
【発明の効果】
【００１３】
本発明によれば、残留オーステナイトの量（面積率）と平均の炭素濃度を規定するだけでなく、炭素濃度の分布をも制御することで、変形の初期から後期までＴＲＩＰ現象を発現させることにより高い加工硬化率を実現することにより、引張強度（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上で、引張強度（ＴＳ）×伸び（ＥＬ）が３００００ＭＰａ・％以上を確保しうる、強度−延性バランスに優れた高強度高延性鋼板を提供できるようになった。
【図面の簡単な説明】
【００１４】
【図１】Ｘ線回折法により測定された残留γの回折ピークを模式的に示す図である。
【図２】本発明に係る高強度高延性鋼板を製造するための熱処理条件を模式的に示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００１５】
本発明者らは、上記課題を解決するために、ＴＲＩＰ鋼からなる鋼板において、その機械的特性として、引張強度（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上で、引張強度（ＴＳ）×伸び（ＥＬ）が３００００ＭＰａ・％以上を確保しうる方策について種々検討を重ねてきた。その結果、以下の思考研究により、上記所望の特性を確保しうることに想到した。
【００１６】
すなわち、強度−延性バランスを従来技術よりもさらに向上させるためには、ＴＲＩＰ現象を促進する残留オーステナイト（以下、「残留γ」とも表記する。）をより有効に活用する必要がある。ところが、鋼板の溶接性を確保する観点から鋼板中のＣ含有量には上限制約が存在するため、残留γ量および残留γ中の平均炭素濃度を増加させるのには限界がある。
【００１７】
そこで、本発明者らは、残留γ中の炭素濃度分布に着目した。すなわち、ＴＲＩＰ現象により、高強度かつ高延性を達成するためには、変形の初期から中期にかけて高い加工硬化率を実現することが重要であり、そのためには、炭素濃度の低い不安定な残留γが一部存在する必要がある。一方で、変形量が大きくなってきた際、すなわち変形の後期においても高い加工硬化率を維持するためには、炭素濃度が高く安定な残留γをも作り込む必要がある。
【００１８】
つまり、残留γは、安定度の高いものだけでも、あるいは安定度の低いものだけでもだめで、安定度、すなわち、炭素濃度分布が幅広く存在していることが重要である。
【００１９】
本発明者らは、上記知見に基づいてさらに検討を進めた結果、本発明を完成するに至った。
【００２０】
以下、まず本発明に係る高強度高延性鋼板（以下、「本発明鋼板」ともいう。）を特徴づける鋼組織（以下、単に「組織」ということもある。）について説明する。
【００２１】
〔本発明鋼板の鋼組織〕
上述したとおり、本発明鋼板は、ＴＲＩＰ鋼の組織をベースとするものであるが、特に、所定の炭素濃度の残留γを所定量含有したうえで、その残留γ中の炭素濃度分布が制御されている点で、上記従来技術と相違している。
【００２２】
＜残留オーステナイト：全組織に対する面積率で２０〜４０％＞
残留γは延性の向上に有用であり、このような作用を有効に発揮させるためには、全組織に対する面積率で２０％以上、好ましくは２２％以上、さらに好ましくは２４％以上存在させることが必要である。ただし、残留γが過剰に存在すると伸びフランジ性が劣化するので、残留γの全組織に対する面積率は４０％以下、好ましくは３７％以下、さらに好ましくは３４％以下に制限する。
【００２３】
＜フェライト：全組織に対する面積率で２〜２０％＞
フェライトを導入することで、フェライト−硬質相間でのひずみ分配を起こさせることにより、強度−延性バランスを向上させるためである。フェライトの存在によって特に残留γへのひずみ集中を抑制することで、炭素濃度の低い残留γでも特性向上に寄与できるようになる効果が得られる。このような作用を有効に発揮させるためには、フェライトを全組織に対する面積率で２％以上、好ましくは３％以上、さらに好ましくは４％以上存在させることが必要である。ただし、フェライトが過剰に存在すると鋼板の強度を確保できなくなるので、フェライトの全組織に対する面積率は２０％以下、好ましくは１７％以下、さらに好ましくは１４％以下に制限する。
【００２４】
＜残部：ベイナイト、マルテンサイト、焼戻しベイナイト、および焼戻しマルテンサイトの１種または２種以上＞
残留γおよびフェライト以外の残部組織として、微細で均一な組織であるベイナイトやマルテンサイト、および／またはそれらの焼戻し組織で母相を構築することで、母相組織の微細化によって、低荷重時における変形防止による降伏強度ＹＳの上昇が可能となる。
【００２５】
＜残留γ中の平均炭素濃度（％ＣγＲ）：０．９〜１．２質量％＞
％ＣγＲは、変形時に残留γがマルテンサイトに変態する安定度に影響する指標である。％ＣγＲが低すぎると、残留γが不安定なため、応力付与後、塑性変形する前に加工誘起マルテンサイト変態が起るため、所要の伸びが得られなくなる。一方、％ＣγＲが高すぎると、残留γが安定になりすぎて、加工を加えても加工誘起マルテンサイト変態が起らないため、やはり所要の伸びフランジ性が得られなくなる。所要の伸びを得るためには、％ＣγＲは０．９〜１．２質量％とする必要がある。好ましくは１．０〜１．２質量％である。
【００２６】
＜残留γ中の炭素濃度分布の標準偏差：０．２９質量％以上＞
変形の初期から後期にかけて加工硬化率を高め維持するために、残留γ中の炭素濃度分布を広げることで、安定性の異なる残留γを作り込むためである。このような作用を有効に発揮させるためには、残留γ中の炭素濃度分布の標準偏差は０．２９質量％以上、好ましくは０．３４質量％以上、さらに好ましくは０．４０質量％以上とする必要がある。
【００２７】
＜残留γ中の炭素濃度が１．５質量％以上の領域：全組織に対する面積率で３．０％以上＞
伸びを高めるためには、ひずみ量が増加した際における、残留γの安定度が高いことが重要であり、そのためには、平均的に炭素濃度が高いだけでは十分でなく、安定度の高い、すなわち炭素濃度の高い残留γが一定量以上存在することが必要である。具体的には、残留γ中の炭素濃度が１．５質量％以上の領域が全組織に対する面積率で３．０％以上、好ましくは３．５％以上、さらに好ましくは４．０％以上存在させる必要がある。
【００２８】
〔残留γの面積率、残留γ中の平均炭素濃度（％ＣγＲ）、およびその炭素濃度分布の各測定方法〕
ここで、残留γおよびフェライトの面積率、ならびに、残留γ中の平均炭素濃度（％ＣγＲ）および炭素濃度分布の各測定方法について説明する。
【００２９】
残留γの面積率（ＶγＲ）および残留γ中の平均炭素濃度（％ＣγＲ）については、鋼板の１／４の厚さまで研削した後、化学研磨してからＸ線回折法により測定した（ＩＳＩＪ  Ｉｎｔ．Ｖｏｌ．３３，（１９３３），Ｎｏ．７，ｐ．７７６）。なお、本発明においては、Ｘ線回折装置として、（株）リガク製  ２次元微小部Ｘ線回折装置（ＲＩＮＴ−ＲＡＰＩＤII）を用い、Ｘ線としてＣｏ−Ｋα線を用いた。
【００３０】
残留γ以外の組織については、鋼板をナイタール腐食し、光学顕微鏡（倍率４００倍）で観察して残留γ以外の組織を同定し、そのうちフェライトについては面積率を求めた。
【００３１】
次いで、残留γ中の炭素濃度の分布については、上記Ｘ線回折装置で測定された、（２００）γ、（２２０）γおよび（３１１）γの３つの回折ピークを用いて以下のようにして求めた。
【００３２】
まず、図１の模式図に示すように、（２００）γ、（２２０）γおよび（３１１）γの３つの回折ピークについて、それぞれ、回折強度が最大となる２θ（２θａｖｇ（ｈｋｌ））とその半価幅Δ２θ（ｈｋｌ）を求めた。ここに、（ｈｋｌ）は、（２００）、（２２０）または（３１１）を意味するものとする（以下同じ。）。
【００３３】
次いで、上記２θａｖｇ（ｈｋｌ）から、ブラッグ条件：λ＝２ｄｓｉｎθ（ｄ：回折格子定数、λ：Ｃｏ−Ｋα線の波長）を用いて、下記式（１）より、ｄ（ｈｋｌ）を求めた。
【００３４】
ｄ（ｈｋｌ）＝λ／｛２ｓｉｎ（２θａｖｇ（ｈｋｌ）／２）｝・・・式（１）
【００３５】
そして、下記式（２）により、結晶格子定数ａ０（ｈｋｌ）を求め、それら３つの結晶格子定数ａ０（ｈｋｌ）を算術平均して結晶格子定数ａ０を求めた。
【００３６】
ａ０（ｈｋｌ）＝ｄ（ｈｋｌ）√（ｈ２＋ｋ２＋ｌ２）・・・式（２）
【００３７】
そして、下記式（３）に示すＤｙｓｏｎの式（Ｄｙｓｏｎ  Ｄ．Ｊ．，Ｈｏｌｍｅｓ  Ｂ．（１９７０），“Ｅｆｆｅｃｔ  ｏｆ  ａｌｌｏｙｉｎｇ  ａｄｄｉｔｉｏｎｓ  ｏｎ  ｔｈｅ  ｌａｔｔｉｃｅ  ｐａｒａｍｅｔｅｒ  ａｕｓｔｅｎｉｔｅ”，Ｊ．  Ｉｒｏｎ  Ｓｔｅｅｌ  Ｉｎｓｔ．，２０８：４６９−４７４．）を用いて炭素濃度％Ｃａｖｇ（単位：質量％）を求めた。（なお、この炭素濃度％Ｃａｖｇは、炭素濃度分布を規定するための指標としてだけ用いるものであり、別途測定された上記平均炭素濃度％ＣγＲとは、厳密には必ずしも一致するとは限らないことを注記しておく。）
【００３８】
％Ｃａｖｇ＝（１／０．０３３）・（ａ０−０．００１２・％Ｍｎ＋０．００１５７・％Ｓｉ−０．００５６・％Ａｌ）・・・式（３）
ここに、％Ｍｎ、％Ｓｉ、％Ａｌは、それぞれ、鋼板中のＭｎ、Ｓｉ、Ａｌの含有量（質量％）である。
【００３９】
次に、残留γ中の炭素濃度分布の半価幅Δ％Ｃを以下の手順で求めた。
【００４０】
まず、各ピークの回折角度２θ（ｈｋｌ）の半価幅Δ２θ（ｈｋｌ）の上下限における回折角度を、下記式（４）および（５）で求めた（図１参照）。
【００４１】
２θＬ（ｈｋｌ）＝２θａｖｇ（ｈｋｌ）−Δ２θ（ｈｋｌ）／２・・・式（４）
２θＨ（ｈｋｌ）＝２θａｖｇ（ｈｋｌ）＋Δ２θ（ｈｋｌ）／２・・・式（５）
【００４２】
そこで、上記２θＬ（ｈｋｌ）および２θＨ（ｈｋｌ）をそれぞれ用いて、上記と同様の手順でブラッグ条件および上記式（１）〜（３）を用いることで、炭素濃度分布の半価幅の上下限値％ＣＬおよび％ＣＨを求めた。そして、炭素濃度分布の半価幅Δ％Ｃを下記式（６）で求めた。
【００４３】
Δ％Ｃ＝％ＣＨ−％ＣＬ・・・式（６）
【００４４】
そして、炭素濃度分布が正規分布であると仮定して、以下のようにして、上記半価幅Δ％Ｃから標準偏差σ％Ｃを算出した。
【００４５】
すなわち、正規分布の確率密度関数ｆ（ｘ）は、平均値ｕと標準偏差σから、下記式（７）で表される。
【００４６】
ｆ（ｘ）＝｛１／√（２πσ）｝・ｅｘｐ｛−（ｘ−ｕ）２／（２σ２）｝・・・式（７）
【００４７】
平均値における確率ｆ（ｕ）は、上記式（７）にｘ＝ｕを代入することで下記式（８）にて求まる。
【００４８】
ｆ（ｕ）＝１／√（２πσ）・・・式（８）
【００４９】
そして、平均値ｕ＝％Ｃａｖｇから半価幅Δ％Ｃの１／２だけ上下に移動した値（％Ｃａｖｇ±Δ％Ｃ／２）での確率密度ｆ（％Ｃａｖｇ±Δ％Ｃ／２）は、平均値ｕ＝％Ｃａｖｇでの確率密度ｆ（ｕ）＝ｆ（％Ｃａｖｇ）の１／２になるので、式（７）および（８）より、下記式（９）の関係が得られる。
【００５０】
｛１／√（２πσ％Ｃ）｝・ｅｘｐ｛−（Δ％Ｃ／２）２／（２σ％Ｃ２）｝＝１／｛２√（２πσ％Ｃ）｝・・・式（９）
【００５１】
上記式（９）を変形することで、半価幅Δ％Ｃから標準偏差σ％Ｃを求める式として下記式（１０）が導出されるので、この式（１０）に半価幅Δ％Ｃを代入することで標準偏差σ％Ｃを算出した。
【００５２】
σ％Ｃ＝√｛（Δ％Ｃ／２）２／（２ｌｎ２）｝・・・式（１０）
【００５３】
そして、上記のようにして求めた残留γ中の炭素濃度分布の平均値％Ｃａｖｇとσ％Ｃを用いて、下記式（１１）に示す累積密度関数ｇ（ｘ）により、炭素濃度が１．５質量％以上の領域の、全組織に対する面積率ＶγＲ（Ｃ≧１．５％）を求める式として下記式（１２）を導出し、この式（１２）を用いてＶγＲ（Ｃ≧１．５％）を算出した。
【００５４】
ｇ（ｘ）＝（１／２）・［１＋ｅｒｆ｛（ｘ−ｕ）／√（２σ２）｝］・・・式（１１）
【００５５】
ＶγＲ（Ｃ≧１．５％）＝ＶγＲ｛１−ｇ（１．５）｝
＝ＶγＲ［０．５−ｅｒｆ｛（１．５−％Ｃａｖｇ）／√（２σ％Ｃ２）｝］・・・式（１２）
ここに、ＶγＲは全残留γの面積率である。
【００５６】
次に、本発明鋼板を構成する成分組成について説明する。以下、化学成分の単位はすべて質量％である。また、各成分の「含有量」を単に「量」と記載することもある。
【００５７】
〔本発明鋼板の成分組成〕
Ｃ：０．４０〜０．６０％
Ｃは、残留オーステナイトの量（面積率）の確保に寄与することで、強度と延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、Ｃを０．４０％以上、好ましくは０．４２％以上、さらに好ましくは０．４４％以上含有させる必要がある。ただし、Ｃ量が過剰になると、粗大な炭化物の析出し延性を劣化させるので、Ｃ量は０．６０％以下、好ましくは０．５８％以下、さらに好ましくは０．５６％以下とする。
【００５８】
Ｓｉ＋Ａｌ：０．５〜２．０％
ＳｉおよびＡｌは、残留オーステナイトが分解して炭化物が生成するのを有効に抑制する元素である。このような作用を有効に発揮させるためには、ＳｉおよびＡｌを合計で０．５％以上、好ましくは０．７％以上、さらに好ましくは０．９％以上含有させる必要がある。ただし、ＳｉおよびＡｌ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ばかりでなく、熱間脆性を引き起こすため、ＳｌおよびＡｌの合計量は２．０％以下、好ましくは１．９％以下、さらに好ましくは１．８％以下とする。
【００５９】
Ｍｎ：１．０〜４．０％
Ｍｎ は、オーステナイトを安定化し、所望の残留オーステナイトを得るため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、Ｍｎを１．０ ％ 以上、好ましくは１．３％以上、さらに好ましくは１．６％以上含有させることが必要である。ただし、Ｍｎ量が過剰になると、鋳片割れが生じる等の悪影響が見られるので、Ｍｎ量は４．０％以下、好ましくは３．５ ％以下、さらに好ましくは３．０ ％以下とする。
【００６０】
Ｐ：０〜０．０５％
Ｐは不純物元素として不可避的に存在するが、所望の残留γを確保するために含有させてもよい元素である。ただし、Ｐを過剰に含有させると二次加工性が劣化するので、Ｐ量は０．０５％以下、好ましくは０．０３％以下、さらに好ましくは０．０２％以下とする。
【００６１】
Ｓ：０〜０．０１％
Ｓも不純物元素として不可避的に存在し、ＭｎＳ等の硫化物系介在物を形成し、割れの起点となって加工性を劣化させる元素であるので、Ｓ量は０．０１％以下、好ましくは０．００５％以下、さらに好ましくは０．００３％以下とする。
【００６２】
本発明の鋼は上記元素を必須の成分として含有し、残部は鉄および不可避的不純物であるが、その他、本発明の作用を損なわない範囲で、以下の許容成分を含有させることができる。
【００６３】
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、ＣｒおよびＢの１種または２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γ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。
【００６４】
Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ、ＺｒおよびＨｆの１種または２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。
【００６５】
Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの１種または２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。
【００６６】
次に、上記本発明鋼板を得るための好ましい製造条件を以下に説明する。
【００６７】
〔本発明鋼板の好ましい製造方法〕
本発明鋼板は、上記成分組成を満足する鋼材を、熱間圧延し、ついで冷間圧延した後、例えば下記の工程（１）〜（４）の条件にて熱処理を行って製造することができる（図２参照）。
【００６８】
［熱処理条件］
（１）冷延板を第２加熱温度Ｔ２：Ａｃ１〜［０．３×Ａｃ１＋０．７×Ａｃ３］に加熱してその温度で第２保持時間ｔ２：５ｓ以上保持した後、
（２）さらに第３加熱温度Ｔ３：［０．３×Ａｃ１＋０．７×Ａｃ３］〜［０．２×Ａｃ１＋０．８×Ａｃ３］でかつ前記第２加熱温度Ｔ２＋０．２×（Ａｃ３−Ａｃ１）以上に加熱してその温度で第３保持時間ｔ３：５ｓ以上保持したのち、
（３）上記第３加熱温度Ｔ３から５００℃までを平均冷却速度ＣＲ１：２０℃／ｓ以上で冷却した後、
（４）オーステンパ温度Ｔ４：３５０〜４８０℃でオーステンパ保持時間ｔ４：１０〜１８００ｓ保持後、室温まで冷却する。
【００６９】
以下、上記熱処理条件が推奨される理由について説明する。
【００７０】
＜（１）第２加熱温度Ｔ２：Ａｃ１〜［０．３×Ａｃ１＋０．７×Ａｃ３］で第２保持時間ｔ２：５ｓ以上保持＞
フェライト／オーステナイトの２相域の低温領域にて所定時間保持することで、この２相低温域にて逆変態中にＭｎ濃度分配を起こさせることにより、上記工程（４）におけるオーステンパ処理時のベイナイト変態の局所的な速度差を大きくし、残留γ中の炭素濃度分布を広くするためである。
当該温度範囲における保持時間ｔ２は、より好ましくは１０ｓ以上、さらに好ましくは２０ｓ以上であるが、生産性の観点から２００ｓ以下とすることが推奨される。
なお、Ａｃ１およびＡｃ３は、鋼板の化学成分から、レスリー著、「鉄鋼材料科学」、幸田成靖 訳、丸善株式会社、１９８５年、ｐ．２７３に記載の式を用いて求めることができる。
【００７１】
＜（２）さらに第３加熱温度Ｔ３：［０．３×Ａｃ１＋０．７×Ａｃ３］〜［０．２×Ａｃ１＋０．８×Ａｃ３］でかつ第２加熱温度Ｔ２＋０．２×（Ａｃ３−Ａｃ１）以上で第３保持時間ｔ３：５ｓ以上保持＞
前段の上記工程（１）にてフェライト−オーステナイト２相低温域で保持することにより形成されたＭｎ濃化領域に加えて、フェライトを所定量残存させつつ、Ｍｎ濃度の低い領域を形成させるため、前段で形成されたＭｎ濃度分布を残存させつつ、２相温度域の中で、前段の加熱温度（第２加熱温度Ｔ２）よりも一定温度以上高い温度で所定の保持時間の加熱を施す。保持時間（第３保持時間ｔ３）は、５ｓ以上が必要であるが、オーステナイト中のＭｎ濃度が均一化するのを抑制するため、従来鋼の焼鈍時間に比べて短くする必要があり、２００ｓ以下、さらには１００ｓ以下に制限するのが推奨される。
【００７２】
＜（３）第３加熱温度Ｔ３から５００℃までを平均冷却速度ＣＲ１：２０℃／ｓ以上で冷却＞
フェライトの形成を抑制し、ベイナイト主体の組織にするためである。
この温度範囲における平均冷却速度ＣＲ１は、より好ましくは２５℃／ｓ以上、さらに好ましくは３０℃／ｓ以上である。
【００７３】
＜（４）オーステンパ温度Ｔ４：３５０〜４８０℃でオーステンパ保持時間ｔ４：１０〜１８００ｓ保持後、室温まで冷却＞
ベイナイト変態を促進させて、未変態オーステナイトへ炭素を濃化させることで、安定な残留γを得るためである。ただし、オーステンパ保持時間ｔ４を長くしすぎると、局部的にセメンタイトが形成されて、特に炭素濃度の高い領域が減少してしまうので、オーステンパ保持時間ｔ４の上限は１８００ｓとする。
【００７４】
［熱処理条件の変形例］
なお、上記工程（１）は、下記工程（１ａ）のように構成してもよい。
【００７５】
（１ａ）冷延板を第１加熱温度Ｔ１：［Ａｃ１−３０℃］〜［Ａｃ１−１０℃］に加熱してその温度で第１保持時間：１０ｓ以上保持するか、または、同温度範囲を２℃／ｓ以下の平均加熱速度で加熱した後に、第２加熱温度Ｔ２：Ａｃ１〜［０．３×Ａｃ１＋０．７×Ａｃ３］で第２保持時間ｔ２：５ｓ以上保持する。
【００７６】
このように、あらかじめフェライト／セメンタイト２相域温度領域で所定時間保持または徐加熱することで、セメンタイト中へＭｎを濃化させておき、その後のフェライト／オーステナイト２相域加熱時においてフェライト／オーステナイト間のＭｎ濃度分配を促進させることにより、上記工程（４）におけるオーステンパ処理時のベイナイト変態の局所的な速度差を大きくし、残留γ中の炭素濃度分布をより広くすることができる。
【００７７】
また、上記工程（４）は、下記工程（４ａ）のように構成してもよい。
【００７８】
（４ａ）オーステンパ温度Ｔ４：３５０〜４８０℃でオーステンパ保持温度ｔ４：１０ｓ以上保持後、再加熱温度Ｔ５：５００〜６００℃に再加熱し、その温度で再加熱保持時間ｔ５：３０ｓ以下保持した後に、室温まで冷却する。
【００７９】
このように、本発明鋼板は、残留γが分解しない温度域に再加熱してめっき層を合金化することで、めっき鋼板とすることもできる。
【００８０】
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することももちろん可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
【実施例】
【００８１】
下記表１に示す成分の鋼を真空溶製で製造した後、熱間鍛造で板厚３０ｍｍの鋼板にした後、熱間圧延を施した。熱間圧延の条件は、本発明鋼板の最終組織および特性に本質的な影響を及ぼさないが、本実施例では１２００℃に加熱した後、多段圧延にて、熱間圧延の終了温度８８０℃の条件で板厚２．５ｍｍとした。その後、５００℃まで３０℃／ｓの冷却速度で冷却して冷却を停止し、５００℃に加熱した炉に挿入後３０ｍｉｎ保持し、その後炉冷して熱延板とした。この熱延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て冷延板とした。
【００８２】
そして、上記冷延板を出発材として、下記表２に示す条件で熱処理を施した。なお、室温から最初の加熱温度（保持温度）までの平均加熱速度は１０℃／ｓ一定、次の加熱温度（保持温度）までの平均加熱速度は２０℃／ｓ一定、さらに次の加熱温度（保持温度）までの平均加熱速度は１０℃／ｓ一定とした。また、オーステンパ温度Ｔ４から再加熱温度Ｔ５までの平均加熱速度は１０℃／ｓ一定、オーステンパ温度Ｔ４または再加熱温度Ｔ５から室温までの平均冷却速度は１０℃／ｓ一定とした。
【００８３】
【表１】
0006348435.tif 000002
【００８４】
【表２】
0006348435.tif 000003
【００８５】
上記熱処理後の各鋼板について、上記［発明を実施するための形態］の項で説明した測定方法により、残留γおよびフェライトの面積率、ならびに、残留γ中の平均炭素濃度（ＣγＲ）、およびその炭素濃度分布を測定した。
なお、本実施例において使用した鋼板の組織は全て、残留オーステナイトおよびフェライト以外の残部はベイナイト、マルテンサイト、焼戻しベイナイト、および焼戻しマルテンサイトの１種または２種以上からなるものであったので、下記表３にては、残留オーステナイトおよびフェライトの面積率のみを記載した。
【００８６】
また、上記熱処理後の各鋼板について、強度−延性バランスを評価するために、引張試験により、降伏強度ＹＳ、引張強度ＴＳおよび伸び（全伸び）ＥＬを測定した。なお、引張試験は、ＪＩＳ  ５号試験片を作製して、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に従って実施した。
【００８７】
測定結果を下記表３に示す。同表において、上記熱処理後の鋼板の特性が、引張強度（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上で、引張強度（ＴＳ）×伸び（ＥＬ）が３００００ＭＰａ・％以上のものを合格（○）とし、それ以外のものを不合格（×）とした。
【００８８】
【表３】
0006348435.tif 000004
【００８９】
上記表３に示すように、発明鋼（評価が○のもの）である鋼Ｎｏ．２、３、６、１１〜１３、１５、１６、２０〜２９は、本発明の成分規定の要件を満足する鋼種を用い、推奨の条件で熱処理した結果、本発明の組織規定の要件を充足する発明鋼であり、機械的特性が合格基準を満たしており、強度−延性バランスに優れた高強度強延性鋼板が得られることを確認できた。
【００９０】
これに対して、比較鋼（評価が×のもの）である鋼Ｎｏ．１、４、５、７〜１０、１４、１７〜１９は、本発明の成分規定および組織規定の要件の少なくともいずれかを充足せず、特性が合格基準を満たしていない。
【００９１】
すなわち、鋼Ｎｏ．１、４、５、７〜１０、１４は、本発明の成分規定の要件を満足する鋼種を用いているものの、推奨の製造条件を一部外れる条件で製造しているため、組織規定の要件を充足せず、特性が劣っている。
【００９２】
一方、鋼Ｎｏ．１８、１９は、推奨の製造条件で製造しているものの、本発明の成分規定の要件を一部外れる鋼種を用いているため、組織規定の要件を充足せず、特性が劣っている。
【００９３】
以上より、本発明の適用性が確認された。
【図１】
0006348435.tif 000005
【図２】
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