JP2017186647A - 高強度鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】引張強度ＴＳ、降伏比ＹＲ、ＴＳと全伸びＥＬとの積ＴＳ×ＥＬ、穴広げ性および深絞り性の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。【解決手段】成分組成が、規定する量のＣ、ＳｉとＡｌ、Ｍｎ、Ｐ、およびＳを含み、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、鋼組織が、全組織に占める割合で、フェライト：５面積％超５０面積％以下、焼戻しマルテンサイトとベイナイトの合計：３０面積％以上、残留オーステナイト：１０体積％以上を満たし、更にＭＡを有するものであって、かつ、ＭＡの平均円相当直径：１．０μｍ以下、残留オーステナイトの平均円相当直径：１．０μｍ以下、および円相当直径が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に占める体積割合：５％以上を満たすことを特徴とする高強度鋼板。【選択図】図１

Description

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およびその製造方法に関する。

自動車用部品等の鋼部品に供される鋼板は、燃費改善を実現するために薄肉化が求められており、薄肉化及び部品強度確保を達成するために鋼板の高強度化が求められている。高強度鋼板として特許文献１には、９８０〜１１８０ＭＰａの引張強さを有し、かつ良好な深絞り性を示す鋼板が開示されている。

特開２００９−２０３５４８号公報

しかし鋼板には、自動車用部品をはじめとする各種用途の鋼部品に用いるにあたり、高い引張強度と優れた深絞り性だけでなく、さらに優れた強度−延性バランス、高い降伏比および優れた穴広げ性、即ち、高い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、深絞り性および穴広げ率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。まず引張強度は、７８０ＭＰａ以上であることが求められている。また、使用中に負荷できる応力を高くするには、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。更に、衝突安全性等を確保する観点からも、鋼板の降伏強度を高めることが必要である。このため、具体的には０．６０以上の降伏比（ＹＲ＝ＹＳ／ＴＳ）が求められている。

強度−延性バランスについては、ＴＳと全伸びＥＬとの積ＴＳ×ＥＬが２２０００ＭＰａ％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、深絞り性を示す指標であって後記の実施例に記載の方法で求められるＬＤＲ（Ｌｉｍｉｔｉｎｇ Ｄｒａｗｉｎｇ Ｒａｔｉｏ）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。

しかし、特許文献１が開示する高強度鋼板では、これらの要求全てを満足することは困難であり、これらの要求全てを満足できる高強度鋼板が求められていた。

本発明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、深絞り性を示すＬＤＲ、および穴広げ性を示す穴広げ率λの何れもが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。

上記課題を解決できた本発明の高強度鋼板は、
成分組成が、質量％で、
Ｃ：０．１５〜０．３５％、
ＳｉとＡｌの合計：０．５〜２．５％、
Ｍｎ：１．０〜４．０％、
Ｐ：０％超０．０５％以下、および
Ｓ：０％超０．０１％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、全組織に占める割合で、
フェライト：５面積％超５０面積％以下、
焼戻しマルテンサイトとベイナイトの合計：３０面積％以上、および
残留オーステナイト：１０体積％以上
を満たし、更にＭＡを有するものであり、かつ、
ＭＡの平均円相当直径：１．０μｍ以下、
残留オーステナイトの平均円相当直径：１．０μｍ以下、および
円相当直径が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に占める体積割合：５％以上
を満たすところに特徴を有する。

前記成分組成におけるＣ量は０．３０％以下であることが好ましい。また、前記成分組成におけるＡｌ量は０．１０％未満であってもよい。

上記高強度鋼板は、更に、質量％で、
（ａ）Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｒ、およびＢよりなる群から選ばれる１種以上を合計で１．０％以下、
（ｂ）Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｚｒ、およびＨｆよりなる群から選ばれる１種以上を合計で０．２％以下、
（ｃ）Ｃａ、Ｍｇ、およびＲＥＭ（Ｒａｒｅ Ｅａｒｔｈ Ｍｅｔａｌ：希土類元素）よりなる群から選ばれる１種以上を合計で０．０１％以下、
を含んでもよい。

また、上記課題を解決できた本発明の高強度鋼板の製造方法は、前記高強度鋼板を製造する方法であって、前記成分組成を満たす原板を用い、
（Ａｃ₁点×０．８＋Ａｃ₃点×０．２）以上Ａｃ₃点未満の温度Ｔ１に加熱する工程Ａ、
前記加熱後、６５０℃以上の急冷開始温度Ｔ２から、３００〜５００℃の冷却停止温度Ｔ３ａまでを、平均冷却速度３０℃／秒以上２００℃／秒未満で急冷する工程Ｂ、
前記急冷後、３００〜５００℃の温度域で、平均冷却速度０℃／秒以上１０℃／秒以下の徐冷却を１０秒以上３００秒未満行う工程Ｃ、
前記徐冷却後、３００℃以上の徐冷却終了温度Ｔ３ｂから、１００〜３００℃の冷却停止温度Ｔ４までを、平均冷却速度１０℃／秒超で冷却する工程Ｄ、および
３００〜５００℃の再加熱温度Ｔ５まで再加熱を行う工程Ｅ
をこの順に含むところに特徴を有する。

前記工程Ｃでは、３００〜５００℃の温度域にて、一定温度で保持することを含んでいてもよい。

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、穴広げ性および深絞り性の何れも、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、本発明の製造方法に係る熱処理を模式的に例示した図である。

本発明者らは鋭意検討した結果、所定の成分と鋼組織とすることで、引張強度ＴＳ、降伏比ＹＲ、ＴＳと全伸びＥＬとの積ＴＳ×ＥＬ、穴広げ性および深絞り性の何れも高いレベルにある高強度鋼板が得られること、特に鋼組織において、残留オーステナイトの平均粒径を一定以下に抑えつつ、比較的大きな残留オーステナイトの割合を一定以上確保することによって、特に優れた深絞り性を達成できること、更にこの鋼組織を得るには、製造工程において、特にマルチステップのオーステンパー処理を行えばよいことを見出し、本発明を完成させた。まずは、上記鋼組織について、以下に説明する。

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。尚、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。

［フェライト：５面積％超５０面積％以下］
フェライトは、一般的に延性に優れるものの、強度が低いという問題を有する。本発明では、延性を向上させて優れた強度−延性バランスを得るため、フェライト量を５面積％超とした。フェライト量は、好ましくは７面積％以上、より好ましくは１０面積％以上である。一方、フェライトが多いと穴広げ性や降伏比が低下する。よって優れた穴広げ率λや高い降伏比を確保すべく、フェライト量を５０面積％以下とする。フェライト量は、好ましくは４５面積％以下、より好ましくは４０面積％以下である。

［焼戻しマルテンサイトとベイナイトの合計：３０面積％以上］
全組織に占める焼戻しマルテンサイトとベイナイトの合計を３０面積％以上とすることで、高強度と高い穴広げ性を両立できる。なお、本発明におけるベイナイトとは、焼戻しベイナイト、未焼戻しベイナイト、およびベイニティックフェライトをさす。前記焼戻しマルテンサイトとベイナイトの合計は好ましくは３５面積％以上である。尚、前記焼戻しマルテンサイトとベイナイトの合計の上限は、その他の必須組織であるフェライトや残留オーステナイトの分率を考慮すると、８５面積％程度となる。

［残留オーステナイト：１０体積％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のできる組織である。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。更には、後記の通り残留オーステナイトの粒径分布を制御することで、深絞り性も高めることができる。特にＴＳ×ＥＬが２２０００ＭＰａ％以上の優れた強度−延性バランスを得ると共に、後記の残留オーステナイトの粒径分布制御による深絞り性向上効果を十分に発揮させるべく、残留オーステナイト量を１０体積％以上とする。残留オーステナイト量は好ましくは１２体積％以上、より好ましくは１３体積％以上、更に好ましくは１４体積％以上、より更に好ましくは１５体積％以上である。尚、本発明で規定する成分組成や製造条件等を考慮すると、残留オーステナイト量の上限はおおよそ４０体積％となる。

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組織である。

［ＭＡの平均円相当直径：１．０μｍ以下］
ＭＡは硬質相であり、変形時に母相／硬質相の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／硬質相の界面への歪集中が起こり、母相／硬質相の界面近傍に形成されたボイドを基点とした破壊が生じ易くなる。その結果、穴広げ性の低下をまねく。このため、ＭＡの平均円相当直径を１．０μｍ以下に抑える。該ＭＡの平均円相当直径は、好ましくは０．８μｍ以下、より好ましくは０．７μｍ以下である。ＭＡの平均円相当直径は、小さいほど穴広げ性が高まるため好ましいが、本発明で規定する成分組成や製造条件を考慮すると、ＭＡの平均円相当直径の下限はおおよそ０．２μｍとなる。

本発明では、残留オーステナイトを含むＭＡの面積率は特に限定されず、上述の通り残留オーステナイトの面積率を上記範囲内とすればよい。前述の通り、本発明では残留オーステナイト量が１０体積％以上であることから、この残留オーステナイトの多くが存在するＭＡも１０面積％以上存在しうる。また本発明では、所望のフェライト、焼戻しマルテンサイトとベイナイトの面積率を確保する必要があることから、ＭＡの面積率の上限は６５面積％未満である。

［残留オーステナイトの平均円相当直径：１．０μｍ以下］
［円相当直径が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に占める割合：５％以上］
本発明では、上述の通り、残留オーステナイトの平均粒径を一定以下に抑えつつ、比較的大きな残留オーステナイトの割合を一定以上確保することによって、特に優れた深絞り性を達成できることを見出した。以下、この様に規定した理由について詳述する。

深絞り成形時に形成される鋼部品の縦壁部の引張応力に対し、鋼部品の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し、良好な深絞り性が得られる。上記フランジ部の変形挙動は、盤面の円周方向の圧縮応力が強くかかるため、圧縮応力が付与された状態で変形する。一方、マルテンサイト変態は体積膨張を伴うため、圧縮応力下ではマルテンサイト変態は起こりにくい。この様にフランジ部では、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るため、加工硬化が小さく、その結果、深絞り性が改善される。上記残留オーステナイトとして、粗大なものが存在すると、マルテンサイト変態時の体積膨張量は多くなる、言い換えると、圧縮応力下でマルテンサイト変態がより抑制されるため、深絞り性がより改善されると考えられる。

一方、上記良好な深絞り性を得るべく上記縦壁部の引張応力を高めるには、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。本発明者らは、この様に変形中に高い加工硬化率を持続させるには、広い応力範囲に亘って加工誘起変態を起こさせることがよく、そのためには、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、高い応力下でなければ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ればよいことに着目した。

これらの観点から、上記フランジ部ではマルテンサイト変態の抑制に寄与し、かつ上記縦壁部では、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して比較的粗大な残留オーステナイトと；上記縦壁部において、高い応力下でなければ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して、微細な残留オーステナイトと；を、それぞれ所定量含む鋼組織を得るべく検討した。

そして本発明者らは、残留オーステナイトの平均円相当直径を１．０μｍ以下とし、かつ円相当直径が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に占める体積割合を５％以上とすることで、変形中に高い加工硬化率を持続させることができ、優れた深絞り性を示すことを見いだした。本発明では上記「円相当直径が１．５μｍ以上の残留オーステナイト」を「比較的粗大な残留オーステナイト」ということがある。

前記残留オーステナイトの平均円相当直径は、好ましくは０．９５μｍ以下、より好ましくは０．９０μｍ以下である。本発明で規定する成分組成や製造条件を考慮すると、残留オーステナイトの平均円相当直径の下限はおおよそ０．４０μｍとなる。

また、円相当直径が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に占める体積割合は、好ましくは１０％以上、より好ましくは１５％以上である。尚、上記比較的粗大な残留オーステナイトの割合が過剰になると、ＭＡのサイズも粗大となりやすく、穴広げ性が低下しやすくなる。この観点から、上記円相当直径が１．５μｍ以上の残留オーステナイトの体積割合は、５０％以下とすることが好ましく、より好ましくは４０％以下である。

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。しかし、上述の通り残留オーステナイトの平均円相当直径を１．０μｍ以下とすることによって、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でき、破壊を抑制することができる。

前記残留オーステナイトの平均円相当直径と、円相当直径が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は、後記する実施例に示す通り、ＳＥＭ（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）を用いた結晶解析手法であるＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ ｐａｔｔｅｒｎｓ）法を用い、Ｐｈａｓｅマップを作成することにより求めることができる。

本発明に係る鋼板の金属組織は、上述したように、フェライト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイト、およびＭＡを含み、これらのみから構成されていてもよいが、本発明の効果を損なわない範囲でパーライト等の残部組織が存在してもよい。

２．成分組成
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。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。

［Ｃ：０．１５〜０．３５％］
Ｃは残留オーステナイト等の所望の組織を得て、ＴＳ×ＥＬ等の高い特性確保の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Ｃ量を０．１５％以上とする。Ｃ量は、好ましくは０．１７％以上、より好ましくは０．２０％以上である。一方、Ｃ量が０．３５％超だと、ＭＡおよび残留オーステナイトが粗大となり、その結果、深絞り性と穴広げ性のどちらも低下する。また、Ｃ量が過剰であると溶接性にも劣る。よってＣ量は０．３５％以下とする。Ｃ量は、好ましくは０．３３％以下、より好ましくは０．３０％以下である。

［ＳｉとＡｌの合計：０．５〜２．５％］
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、ＳｉとＡｌを合計で０．５％以上含有させる。ＳｉとＡｌの合計は、好ましくは０．７％以上、より好ましくは１．０％以上である。一方、ＳｉとＡｌの合計が２．５％を超えると、焼戻しマルテンサイトやベイナイトを確保できなくなるとともに、ＭＡおよび残留オーステナイトが粗大となる。よって、ＳｉとＡｌの合計は、２．５％以下、好ましくは２．０％以下とする。

なおＳｉとＡｌのうち、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％未満であってもよい。または、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等を目的として、Ａｌを例えば０．７％以上と多く含有させてもよい。

［Ｍｎ：１．０〜４．０％］
Ｍｎは、フェライトの形成を抑制して、フェライト以外の焼戻しマルテンサイト／ベイナイト等の確保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、Ｍｎ量を１．０％以上とする。Ｍｎ量は、好ましくは１．５％以上、より好ましくは２．０％以上である。ただしＭｎ量が４．０％を超えると、製造過程でベイナイト変態が抑制されて、上述した比較的粗大な残留オーステナイトが十分に得られず、その結果、優れた深絞り性を確保できない。よって、Ｍｎ量は４．０％以下、好ましくは３．７％以下、より好ましくは３．５％以下とする。

［Ｐ：０％超０．０５％以下］
Ｐは不純物元素として不可避的に存在する。Ｐ量が０．０５％を超えると、全伸びＥＬおよび穴広げ性が劣化する。よって、Ｐ量は０．０５％以下、好ましくは０．０３％以下とする。

［Ｓ：０％超０．０１％以下］
Ｓは不純物元素として不可避的に存在する。Ｓ量が０．０１％を超えると、ＭｎＳ等の硫化物系介在物が形成され、これが割れの起点となって穴広げ性が低下する。このため、Ｓ量は０．０１％以下、好ましくは、０．００５％以下である。

好ましい１つの実施形態では、上記高強度鋼板の成分組成の残部は、Ｆｅ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例えば、Ａｓ、Ｓｂ、Ｓｎなどの微量元素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。

本発明の高強度鋼板は、その特性を維持できる限り、任意に、更に他の元素を含んでもよい。これまでの経験上、本発明の効果を損なわず、選択的に含有させることができると考えられる他の元素を以下に例示する。

［（ａ）Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｒ、およびＢよりなる群から選ばれる１種以上：合計で１．０％以下］
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｒ、およびＢは、鋼板の引張強度を高める元素として作用すると共に、残留オーステナイトを安定化し、所定量確保するために有効に作用する元素である。こうした効果を有効に発揮させるには、上記元素は合計量で０．００１％以上含有することが好ましく、より好ましくは０．０１％以上である。しかし、上記元素を過剰に含有させてもその効果は飽和し、経済的に無駄であるので、上記元素は合計量で１．０％以下が好ましく、より好ましくは０．５％以下である。なお、上記元素は、単独で、または任意に選ばれる２種以上を含有させることができる。

［（ｂ）Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｚｒ、およびＨｆよりなる群から選ばれる１種以上：合計で０．２％以下］
Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｚｒ、およびＨｆは、析出強化および組織微細化の効果を発揮させる元素であり、鋼板の高強度化に有用に作用する。こうした効果を有効に発揮させるには、上記元素は合計量で０．０１％以上含有することが好ましく、より好ましくは０．０２％以上である。しかし、上記元素を過剰に含有させてもその効果は飽和し、経済的に無駄であるので、上記元素は合計量で０．２％以下が好ましく、より好ましくは０．１％以下である。なお、上記元素は、単独で、または任意に選ばれる２種以上を含有させることができる。

［（ｃ）Ｃａ、Ｍｇ、およびＲＥＭよりなる群から選ばれる１種以上：合計で０．０１％以下］
Ｃａ、Ｍｇ、およびＲＥＭは、鋼中硫化物の形態を制御し、加工性向上に有効に作用する元素である。こうした効果を有効に発揮させるには、上記元素は合計量で０．００１％以上含有することが好ましく、より好ましくは０．００２％以上である。しかし、上記元素を過剰に含有させてもその効果は飽和し、経済的に無駄であるので、上記元素は合計量で０．０１％以下、さらには０．００５％以下とするのが好ましい。なお、上記元素は、単独で、または任意に選ばれる２種以上を含有させることができる。上記ＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙ、ランタノイド等が挙げられる。

３．特性
上述のように本発明の高強度鋼板は、ＴＳ、ＹＲ、ＴＳ×ＥＬ、λおよびＬＤＲ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。

（１）引張強度ＴＳ
本発明の高強度鋼板は、引張強度が７８０ＭＰａ以上である。該引張強度は、好ましくは８８０ＭＰａ以上、より好ましくは９８０ＭＰａ以上である。強度が高いほど好ましいが本発明の鋼板の成分組成や製造条件等を考慮すると、引張強度の上限はおおよそ１３００ＭＰａである。

（２）降伏比ＹＲ
本発明の高強度鋼板は、降伏比が０．６０以上である。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る。その結果、深絞り加工等の加工により得た最終製品は、高い負荷がかかった状態でも変形せずに使用できる。好ましくは、０．６５以上の降伏比を有する。降伏比は高いほど好ましいが本発明の鋼板の成分組成や製造条件等を考慮すると、降伏比の上限はおおよそ０．７５である。

（３）引張強度ＴＳと全伸びＥＬとの積ＴＳ×ＥＬ
本発明の高強度鋼板は、ＴＳ×ＥＬが２２０００ＭＰａ％以上である。２２０００ＭＰａ％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。ＴＳ×ＥＬは、好ましくは２３０００ＭＰａ％以上である。ＴＳ×ＥＬは高いほど好ましいが本発明の鋼板の成分組成や製造条件等を考慮すると、ＴＳ×ＥＬの上限はおおよそ３５０００ＭＰａ％である。

（４）穴広げ率λ
本発明の高強度鋼板は、穴広げ率λが２０％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。穴広げ率λは好ましくは３０％以上である。穴広げ率λは高いほど好ましいが本発明の鋼板の成分組成や製造条件等を考慮すると、穴広げ率λの上限はおおよそ６０％である。

（５）深絞り性
本発明では、鋼板の深絞り性を後記の実施例に示す通りＬＤＲで評価する。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。ＬＤＲは高いほど好ましいが本発明の鋼板の成分組成や製造条件等を考慮すると、ＬＤＲの上限はおおよそ２．２５である。

本発明の高強度鋼板は、ＴＳ、ＹＲ、ＴＳ×ＥＬ、λおよびＬＤＲが何れも優れているため、自動車用部品を初めとする各種用途の鋼成形部品に好適に用いることができる。

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原板に対し、下記に詳述する工程Ａ〜工程Ｅを含む熱処理、特には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が得られることを見いだした。以下にその詳細を説明する。

熱処理を施す原板として、熱間圧延して得られる熱延鋼板や、更に冷延圧延して得られる冷延鋼板が挙げられるが、上記熱間圧延や冷間圧延の条件は特に限定されない。

上記原板に対して行う熱処理を、模式的に示した図１を用いて説明する。

［工程Ａ：（Ａｃ₁点×０．８＋Ａｃ₃点×０．２）以上Ａｃ₃点未満の温度Ｔ１に加熱する工程］
工程Ａは、図１では［２］に相当する。この図１の［２］に示すように、（Ａｃ₁点×０．８＋Ａｃ₃点×０．２）以上Ａｃ₃点未満の温度Ｔ１に加熱する。この加熱温度Ｔ１が（Ａｃ₁点×０．８＋Ａｃ₃点×０．２）を下回ると、オーステナイトへの逆変態が不充分となって加工組織が残存したままとなり、一定量のフェライトを確保できず、強度−延性バランスが低下する。従って、上記加熱温度Ｔ１は（Ａｃ₁点×０．８＋Ａｃ₃点×０．２）以上、好ましくは（Ａｃ₁点×０．８＋Ａｃ₃点×０．２）＋５℃以上、より好ましくは（Ａｃ₁点×０．８＋Ａｃ₃点×０．２）＋１０℃以上とする。しかし、加熱温度Ｔ１がＡｃ₃点以上になると、所望のフェライト量を確保できず、延性が劣化する。よって、加熱温度Ｔ１はＡｃ₃点未満とする。加熱温度Ｔ１は、好ましくはＡｃ₃点−１０℃以下、より好ましくはＡｃ₃点−２０℃以下である。

前記加熱温度Ｔ１での保持時間ｔ１は、上記加熱による効果の確保と生産性等を考慮して、１〜１８００秒とすることが好ましい。

尚、上記Ａｃ₁点と上記Ａｃ₃点はそれぞれ、「レスリー鉄鋼材料学」（丸善株式会社、１９８５年５月３１日発行、２７３頁）に記載されている、下記式（１）と下記式（２）から求められる。いずれの式においても、式中の各元素は、鋼板中の各元素の質量％での含有量であり、含まれない元素はゼロとして算出される。
Ａｃ₁点＝７２３−１０．７Ｍｎ＋２９．１Ｓｉ＋１６．９Ｃｒ・・・（１）
Ａｃ₃点＝９１０−２０３Ｃ^0.5＋４４．７Ｓｉ＋１０４Ｖ＋３１．５Ｍｏ−３０Ｍｎ−１１Ｃｒ＋７００Ｐ＋４００Ａｌ＋４００Ｔｉ・・・（２）

また、前記図１の［１］に示す昇温段階では任意の加熱速度で昇温すればよい。例えば室温から上記加熱温度Ｔ１までを、平均加熱速度ＨＲ１を１℃／秒以上、２０℃／秒以下で昇温することが挙げられる。

［工程Ｂ：前記加熱後、６５０℃以上の急冷開始温度Ｔ２から、３００〜５００℃の冷却停止温度Ｔ３ａまでを、平均冷却速度３０℃／秒以上２００℃／秒未満で冷却する工程］
工程Ｂは、図１では［４］に相当する。図１の［４］に示す通り、上記６５０℃以上の急冷開始温度Ｔ２から、３００〜５００℃の冷却停止温度Ｔ３ａまでの間を、平均冷却速度ＣＲ２が３０℃／秒以上の急冷とすることで、過剰なフェライトの形成を抑制できる。前記平均冷却速度ＣＲ２は、好ましくは３５℃／秒以上、より好ましくは４０℃／秒以上である。しかし上記平均冷却速度ＣＲ２が速すぎると、急激な冷却による過大な熱歪みが生じやすくなるため、上記平均冷却速度ＣＲ２は２００℃／秒未満、好ましくは１００℃／秒以下とする。

上記平均冷却速度ＣＲ２が３０℃／秒以上の急冷は、６５０℃以上の急冷開始温度Ｔ２から開始する。急冷開始温度Ｔ２が６５０℃よりも低い温度であると、急冷開始までにフェライトの過度な成長が生じ、所望のフェライト量を確保できないといった不具合が生じる。急冷開始温度Ｔ２は、好ましくは６８０℃以上、より好ましくは７００℃以上である。尚、急冷開始温度Ｔ２の上限は特に限定されず、前記加熱温度Ｔ１以下であればよい。

上記３００〜５００℃の冷却停止温度Ｔ３ａは、上記急冷の急冷終了温度であり、また下記工程Ｃにおける徐冷却の開始温度でもある。この温度Ｔ３ａが５００℃よりも高い、即ち、急冷を高温域で停止すると、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。上記温度Ｔ３ａは好ましくは４８０℃以下、より好ましくは４６０℃以下である。一方、上記温度Ｔ３ａが３００℃を下回る、即ち、急冷を低温域まで行うと、炭素濃化領域が小さくなり、結果として、円相当直径が１．５μｍ以上の比較的粗大な残留オーステナイトを確保できず、深絞り性が低下する。前記温度Ｔ３ａは好ましくは３２０℃以上、より好ましくは３４０℃以上である。

本発明では、上記図１の［３］に示す加熱温度Ｔ１から６５０℃までの平均冷却速度ＣＲ１は特に限定されない。上記平均冷却速度ＣＲ１として、例えば０．１℃／秒以上、１０℃／秒以下の比較的遅い平均冷却速度で冷却することが挙げられる。

［工程Ｃ：前記急冷後、３００〜５００℃の温度域で、平均冷却速度０℃／秒以上１０℃／秒以下の徐冷却を１０秒以上３００秒未満行う工程］
工程Ｃは、図１では［５］に相当する。図１の［５］に示す通り、この徐冷却開始温度＝急冷終了温度Ｔ３ａから、図１に示す徐冷却終了温度Ｔ３ｂまでが、３００〜５００℃の温度域内であって、かつ上記Ｔ３ａからＴ３ｂまでの平均冷却速度を０℃／秒以上１０℃／秒以下、上記Ｔ３ａからＴ３ｂまでの時間、即ち徐冷却時間ｔ３を１０秒以上３００秒未満とする。これによって、部分的にベイナイトを形成させる。このベイナイトはオーステナイトよりも炭素の固溶限が低いため、固溶限を超えた炭素をはき出す。その結果、ベイナイト周囲に炭素の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、後述する工程Ｄの冷却、および工程Ｅの再加熱を経て、比較的粗大な残留オーステナイトとなる。この比較的粗大な残留オーステナイトを存在させることによって、上述の通り、深絞り性を高めることができる。

上記徐冷却の温度域を、３００〜５００℃とした理由は次の通りである。即ち、徐冷却開始温度Ｔ３ａが５００℃よりも高いと、前述の通り、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。前記温度Ｔ３ａは好ましくは４８０℃以下、より好ましくは４６０℃以下である。一方、徐冷却終了温度Ｔ３ｂが３００℃を下回ると、低温でのベイナイト変態の進行により炭素濃化領域が微細化してしまい、比較的粗大な残留オーステナイトを十分に確保することができず、深絞り性が低下する。前記温度Ｔ３ｂは好ましくは３２０℃以上、より好ましくは３４０℃以上である。

また、前記徐冷却時間ｔ３が１０秒よりも短いと、炭素濃化領域の面積が小さくなり、円相当直径が１．５μｍ以上の残留オーステナイトの量が不足し、深絞り性が低下する。よって、前記徐冷却時間ｔ３は、１０秒以上、好ましくは３０秒以上、より好ましくは５０秒以上とする。一方、前記徐冷却時間ｔ３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。よって、前記徐冷却時間ｔ３は３００秒未満、好ましくは２００秒以下、より好ましくは１００秒以下、更に好ましくは８０秒以下、より更に好ましくは６０秒以下とする。

更に徐冷却の平均冷却速度が１０℃／秒よりも大きいと、十分なベイナイト変態が起こらず、その結果、十分な炭素濃化領域が形成されず、比較的粗大な残留オーステナイトの量が不足する。前記平均冷却速度は、好ましくは８℃／秒以下、より好ましくは３℃／秒以下である。平均冷却速度が０℃／秒、即ち、一定温度で保持してもよい。また、上記温度範囲内では、上記範囲内で冷却速度を変化させてもよいし、徐冷却と一定温度での保持とを組み合わせてもよい。

徐冷却の好ましい条件として、３２０〜４８０℃の温度範囲内で平均冷却速度０℃／秒以上８℃／秒以下で３０〜８０秒の徐冷却を行うことが挙げられる。より好ましくは、３４０〜４６０℃の温度範囲内で平均冷却速度０℃／秒以上３℃／秒以下で５０〜６０秒の徐冷却を行うことである。

上述した特許文献１は、上記徐冷却を行わず、過冷却した後に再加熱を行っていると思われる。その結果、特許文献１では、比較的粗大な残留オーステナイトの量、即ち、円相当直径が１．５μｍ以上の残留オーステナイトの割合が低く、深絞り性が本発明よりも劣ると考えられる。

［工程Ｄ：前記徐冷却後、３００℃以上の徐冷却終了温度Ｔ３ｂから、１００〜３００℃の冷却停止温度Ｔ４までを、平均冷却速度１０℃／秒超で冷却する工程］
工程Ｄは、図１では［６］に相当する。図１の［６］に示すように、３００℃以上の徐冷却終了温度Ｔ３ｂから、１００〜３００℃の冷却停止温度Ｔ４までを、１０℃／秒超の平均冷却速度ＣＲ３で冷却することによって、上述の炭素濃化領域の一部をマルテンサイト変態させる。これにより、マルテンサイト変態を生じなかった残りの炭素濃化領域を微細化することができ、その結果、微細なＭＡが得られる。前記平均冷却速度ＣＲ３が１０℃／秒以下であると、冷却中に炭素濃化領域が必要以上に広がり、ＭＡが粗大になるため穴広げ率が低下する。前記平均冷却速度ＣＲ３は、好ましくは１５℃／秒以上であり、より好ましくは２０℃／秒以上である。尚、徐冷却終了温度Ｔ３ｂは前記工程Ｃで述べた通り５００℃以下である。

また前記平均冷却速度ＣＲ３での冷却の停止温度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。この冷却停止温度Ｔ４が１００℃を下回ると、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。前記冷却停止温度Ｔ４は、好ましくは１２０℃以上、より好ましくは１４０℃以上である。一方、冷却停止温度Ｔ４が３００℃よりも高いと、粗大な未変態オーステナイトが増え、その後の冷却でもこの未変態オーステナイトが残存し、最終的にＭＡサイズが粗大になり、穴広げ率λが低下する。よって冷却停止温度Ｔ４は３００℃以下とする。冷却停止温度Ｔ４は、好ましくは２８０℃以下、より好ましくは２６０℃以下である。好ましい実施形態の１つは、図１の［６］に示す通り、徐冷却終了温度Ｔ３ｂを、冷却開始温度とすることである。

前記平均冷却速度ＣＲ３で冷却後、図１の［７］に示すように、前記冷却停止温度Ｔ４で保持してもよいし、保持せずに、後記の再加熱処理を行ってもよい。前記冷却停止温度Ｔ４で保持する場合は、保持時間ｔ４を１〜６００秒とすることが好ましい。この保持時間ｔ４が長くても、特性はほとんど影響を受けないが、６００秒を超えると生産性が低下するからである。

［工程Ｅ：３００〜５００℃の再加熱温度Ｔ５まで再加熱を行う工程］
工程Ｅは、図１では［９］に相当する。図１の［９］に示す通り、３００〜５００℃の再加熱温度Ｔ５まで加熱し、該再加熱温度Ｔ５で保持することにより、マルテンサイト中の炭素が排出されて周囲のオーステナイトへの炭素濃化が促進され、オーステナイトを安定化させることができる。これにより、最終的に得られる残留オーステナイト量を増大させることができる。

前記再加熱温度Ｔ５が３００℃よりも低いと、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が低下し、また残留オーステナイトの粒径分布制御による深絞り性向上効果も得られない。よって再加熱温度Ｔ５は３００℃以上、好ましくは３２０℃以上、より好ましくは３４０℃以上とする。一方、再加熱温度Ｔ５が５００℃よりも高いと、炭素がセメンタイトとして析出し、十分な量の残留オーステナイトが得られなくなる。この様に残留オーステナイトが不足すると、上記の通り、ＴＳ×ＥＬが低下し、また残留オーステナイトの粒径分布制御による深絞り性向上効果も得られない。よって、再加熱温度Ｔ５は５００℃以下、好ましくは４８０℃以下、より好ましくは４６０℃以下とする。

前記再加熱温度Ｔ５で保持する再加熱時間ｔ５は特に限定されず、例えば５０秒以上、更には７０秒以上、更には９０秒以上とすることが挙げられる。また再加熱時間ｔ５の上限は、例えば１２００秒以下、更には９００秒以下、更には６００秒以下とすることが挙げられる。

図１の［８］に示す、上述の冷却停止温度Ｔ４から再加熱温度Ｔ５までの昇温工程における平均加熱速度ＨＲ２は特に制限されない。また図１の［１０］に示す再加熱後の冷却は、２００℃以下、例えば室温までを、好ましくは２〜２０℃／秒の平均冷却速度ＣＲ４で冷却すればよい。

以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明は下記実施例によって制限されず、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で変更を加えて実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。

１．サンプル作製
表１に記載した成分組成（残部は鉄および不可避不純物）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とし、次いで、熱間圧延を施した。なお、表１には成分組成から計算したＡｃ₁点およびＡｃ₃点、並びに「０．８×Ａｃ₁点＋０．２×Ａｃ₃点」の値も併せて示す。前記熱間圧延は、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、炉冷して熱延鋼板を得た。この熱延鋼板に対し、酸洗を施して表面のスケールを除去した後、冷間圧延を施して１．４ｍｍの冷延鋼板を原板として得た。この原板に対し、表２−１および表２−２に示す条件の熱処理を行ってサンプルを得た。尚、本実施例では、冷却停止温度Ｔ４から再加熱温度Ｔ５までの昇温工程における平均加熱速度ＨＲ２は、Ｎｏ.１７を除き３０℃／秒とした。

得られたサンプルを用いて、下記の通り、鋼組織を評価すると共に特性の評価を行った。

２．鋼組織の評価
得られたサンプルの板厚ｔ／４位置の鋼組織を以下の通り測定した。

［フェライトの面積率］
サンプルを電解研磨した後、レペラーで腐食し、光学顕微鏡（１０００倍）で３視野（１００μｍ×１００μｍサイズ／視野）観察し、格子間隔５μｍ、格子点数２０×２０の点算法にてフェライトの面積率を測定し、平均値を算出した。この面積比で求めた値はそのまま体積比（体積％）の値として用いることができる。

［焼戻しマルテンサイトとベイナイトの合計面積率］
焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率は、鋼組織全体から上述のフェライト分率と；下記の方法で求めたＭＡの分率、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と；を引くことにより求めた。

［ＭＡの面積率と平均円相当直径］
サンプルを電解研磨した後、ナイタール腐食を行い、ＳＥＭ（５０００倍）で３視野（２０μｍ×２０μｍサイズ／視野）観察し、写真中の任意の位置に１０μｍの直線を２０本引き、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ＭＡの平均円相当直径を求めた。ＭＡの面積率は、ＭＡの平均円相当粒径と視野内に観察されるＭＡ数に基づいて算出し、３視野の平均を求めた。

［残留オーステナイトの体積率］
残留オーステナイト量は、Ｘ線回折により体心立方格子または体心正方格子であるフェライト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイトおよびマルテンサイトと；面心立方格子であるオーステナイトと；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。詳細には、次の通り測定した。即ち、板厚１／４位置まで＃１０００〜＃１５００のサンドペーパーを使用して研磨した後、更に表面を深さ１０〜２０μｍ程度まで電解研磨してから、Ｘ線回折装置として株式会社リガク製２次元微小部Ｘ線回折装置（ＲＩＮＴ−ＲＡＰＩＤＩＩ）を用いて測定した。具体的にはＣｏターゲットを使用し、Ｘ線源としてはＣｏ−Ｋα線を用い、４０ｋＶ−２００ｍＡ程度出力して２θで４０°〜１３０°の範囲を測定した。そして得られたｂｃｃ（α）の回折ピーク（１１０）、（２００）、（２１１）、及びｆｃｃ（γ）の回折ピーク（１１１）、（２００）、（２２０）、（３１１）から残留γの定量測定を行った。

［残留オーステナイトの平均円相当直径と、円相当直径が１．５μｍ以上の残留オーステナイトの割合］
残留オーステナイトの平均円相当直径と、円相当直径が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は、上述の通りＳＥＭを用いた結晶解析手法であるＥＢＳＤ法を用い、Ｐｈａｓｅマップを作成することで求めた。詳細には、サンプル表面を電解研磨し、板厚の１／４位置にて、合計３領域（１領域のサイズは１００μｍ×１００μｍ）について、１ステップ：０．２５μｍで１８万点のＥＢＳＤ測定（テクセムラボラトリーズ社製ＯＩＭシステム）を実施した。この測定で得られた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直径を求め、その平均値を、残留オーステナイトの平均円相当直径とした。

また、円相当直径が１．５μｍ以上の残留オーステナイトの面積を積算し、残留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、円相当直径が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に占める割合を得た。尚、このようにして求めた円相当直径が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は面積比であるが、体積比と等価である。

これら鋼組織を測定した結果を表３に示す。尚、表３では、フェライトを「Ｆ」、焼戻しマルテンサイトとベイナイトを「焼戻Ｍ／Ｂ」と記載し、円相当直径が１．５μｍ以上の残留オーステナイトを「１．５μｍ以上の残留γ」と記載している。

３．特性の評価
得られたサンプルについて、下記に示す通り、引張試験を行って降伏強度ＹＳ、引張強度ＴＳ、全伸びＥＬを測定し、降伏比ＹＲおよびＴＳ×ＥＬを算出した。また、下記に示す方法で穴広げ率λを測定すると共に、深絞り性を評価した。

（引張試験）
上記サンプルから、圧延方向に対して垂直な方向が長手方向となるようにＪＩＳ Ｚ２２０１で規定される５号試験片を採取した。そして該試験片を用い、引張試験機にてＪＩＳ Ｚ２２４１の条件で引張試験を行い、ＹＳ、ＴＳ、ＹＲ、ＥＬ、およびＴＳ×ＥＬを求めた。そして、前記ＴＳが７８０ＭＰａ以上、前記ＹＲが０．６０以上、前記ＴＳ×ＥＬが２２０００ＭＰａ％以上の場合を、高強度、高い降伏比、かつ強度−延性バランスに優れていると評価した。

（穴広げ率の測定）
穴広げ率λは、日本鉄鋼連盟規格 ＪＦＳ Ｔ１００１に従って求めた。詳細には、試験片に直径ｄ₀（ｄ₀＝１０ｍｍ）の打ち抜き穴を開け、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、下記の式より求めた。そして、該穴広げ率λが２０％以上の場合を、プレス成形性等の加工性に優れていると評価した。
λ（％）＝｛（ｄ−ｄ₀）／ｄ₀｝×１００

（深絞り性の評価）
深絞り性はＬＤＲで評価した。ＬＤＲは次の様にして求められる。即ち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とする。そしてＬＤＲは、ｄ／Ｄから求められる。本実施例では、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、ｄ／Ｄを求めてＬＤＲとした。そしてＬＤＲが２．０５以上の場合を深絞り性に優れていると評価した。

これらの結果を表４に示す。

上記表１〜４から、次のことがわかる。Ｎｏ．１、７、１１〜１６、２０、２２〜２７、および３４〜４０は、いずれも本発明で規定する成分組成を有し、かつ規定する条件で製造して所望の鋼組織が得られたため、高い引張強度と優れた深絞り性だけでなく、優れた強度−延性バランス、高い降伏比および優れた穴広げ性、即ち高い穴広げ率を示す。しかし上記以外の例は、規定する成分組成を満たさないか、規定する製造条件を満たさないため所望の鋼組織が得られず、その結果、上記特性の少なくともいずれかに劣る結果となった。詳細を以下に示す。

Ｎｏ．３は、加熱温度Ｔ１が高すぎるため、フェライトを確保できず、その結果、ＴＳ×ＥＬが低くなった。

Ｎｏ．４は、急冷停止温度＝徐冷開始温度Ｔ３ａが高すぎたため、ＭＡが粗大となった例である。その結果、穴広げ性が低下した。

Ｎｏ．５は、再加熱温度Ｔ５が低すぎたため、一定以上の残留オーステナイトを確保できず、その結果ＴＳ×ＥＬと深絞り性が低くなった。

Ｎｏ．６は、平均冷却速度ＣＲ３で冷却後の冷却停止温度Ｔ４が低すぎたため、一定以上の残留オーステナイトを確保できず、その結果ＴＳ×ＥＬと深絞り性が低くなった。

Ｎｏ．８は、再加熱温度Ｔ５が高すぎたため、一定以上の残留オーステナイトを確保できず、その結果ＴＳ×ＥＬと深絞り性が低くなった。

Ｎｏ．９は、徐冷却する温度Ｔ３ａおよびＴ３ｂが低すぎたため、円相当直径が１．５μｍ以上の残留オーステナイトを確保できず、深絞り性が低下した。

Ｎｏ．１０は、徐冷却後の１００〜３００℃の冷却停止温度Ｔ４までの平均冷却速度ＣＲ３が遅すぎたため、ＭＡが粗大となり、その結果、穴広げ性が低下した。

Ｎｏ．１７は、図１の［６］〜［９］を行わず、図１の［４］の急冷後、４００℃で３００秒間保持してから、室温まで冷却した例である。この例の場合、平均冷却速度ＣＲ３での冷却および再加熱を行わなかったため、マルテンサイト変態が生じず、ＭＡおよび残留オーステナイトが粗大となった。その結果穴広げ性が低下した。尚、このＮｏ．１７は、本発明で規定する組織と大きく異なるため、残留オーステナイトの平均円相当直径は粗大であるが、深絞り性は確保された。

Ｎｏ．１８は、図１の［５］の滞留工程がなく、急冷開始温度７００℃から停止温度２００℃まで平均冷却速度４０℃で急冷した例である。この場合、円相当直径が１．５μｍ以上の残留オーステナイトを確保できず、深絞り性が低下した。

Ｎｏ．１９は、徐冷却時間ｔ３が長時間となったため、ＭＡが粗大となり、その結果、穴広げ性が低下した。

Ｎｏ．２１は、徐冷却時間ｔ３が短時間であったため、円相当直径が１．５μｍ以上の残留オーステナイトの量が不足し、深絞り性が低下した。

Ｎｏ．２８は、Ｃ量が低すぎるため、残留オーステナイト量が不足し、その結果、特にＴＳ×ＥＬが低くなった。

Ｎｏ．２９は、Ｃ量が過剰であるため、ＭＡおよび残留オーステナイトが粗大となり、その結果、深絞り性と穴広げ性のどちらも低下した。

Ｎｏ．３０は、Ｓｉ＋Ａｌ量が不足したため、残留オーステナイト量が不足し、その結果、ＴＳ×ＥＬが低くなった。

Ｎｏ．３１は、Ｓｉ＋Ａｌ量が過剰であるため、焼戻しマルテンサイト／ベイナイトが不足し、ＭＡおよび残留オーステナイトが粗大となった。その結果、降伏比が低くかつ穴広げ性が低下した。尚、このＮｏ．３１は、本発明で規定する組織と大きく異なるため、残留オーステナイトの平均円相当直径は粗大であるが、深絞り性は確保された。

Ｎｏ．３２は、Ｍｎ量が不足しているため、フェライトが過剰となり、焼戻しマルテンサイトとベイナイトを十分得られなかった例である。その結果、ＴＳとＹＲが低下した。

Ｎｏ．３３は、Ｍｎ量が過剰であるため、円相当直径が１．５μｍ以上の残留オーステナイトの量が不足し、深絞り性が低下した。

Claims (8)

1. 成分組成が、質量％で、
   Ｃ：０．１５〜０．３５％、
   ＳｉとＡｌの合計：０．５〜２．５％、
   Ｍｎ：１．０〜４．０％、
   Ｐ：０％超０．０５％以下、および
   Ｓ：０％超０．０１％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、全組織に占める割合で、
   フェライト：５面積％超５０面積％以下、
   焼戻しマルテンサイトとベイナイトの合計：３０面積％以上、および
   残留オーステナイト：１０体積％以上
   を満たし、更にＭＡを有するものであり、かつ、
   ＭＡの平均円相当直径：１．０μｍ以下、
   残留オーステナイトの平均円相当直径：１．０μｍ以下、および
   円相当直径が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に占める体積割合：５％以上
   を満たすことを特徴とする高強度鋼板。
2. 前記成分組成におけるＣ量が０．３０％以下である請求項１に記載の高強度鋼板。
3. 前記成分組成におけるＡｌ量が０．１０％未満である請求項１または２に記載の高強度鋼板。
4. 更に、質量％で、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｒ、およびＢよりなる群から選ばれる１種以上を合計で１．０％以下含む請求項１〜３のいずれかに記載の高強度鋼板。
5. 更に、質量％で、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｚｒ、およびＨｆよりなる群から選ばれる１種以上を合計で０．２％以下含む請求項１〜４のいずれかに記載の高強度鋼板。
6. 更に、質量％で、Ｃａ、Ｍｇ、およびＲＥＭよりなる群から選ばれる１種以上を合計で０．０１％以下含む請求項１〜５のいずれかに記載の高強度鋼板。
7. 請求項１〜６のいずれかに記載の高強度鋼板を製造する方法であって、
   請求項１〜６のいずれかに記載の成分組成を満たす原板を用い、
   （Ａｃ₁点×０．８＋Ａｃ₃点×０．２）以上Ａｃ₃点未満の温度Ｔ１に加熱する工程Ａ、
   前記加熱後、６５０℃以上の急冷開始温度Ｔ２から、３００〜５００℃の冷却停止温度Ｔ３ａまでを、平均冷却速度３０℃／秒以上２００℃／秒未満で急冷する工程Ｂ、
   前記急冷後、３００〜５００℃の温度域で、平均冷却速度０℃／秒以上１０℃／秒以下の徐冷却を１０秒以上３００秒未満行う工程Ｃ、
   前記徐冷却後、３００℃以上の徐冷却終了温度Ｔ３ｂから、１００〜３００℃の冷却停止温度Ｔ４までを、平均冷却速度１０℃／秒超で冷却する工程Ｄ、および
   ３００〜５００℃の再加熱温度Ｔ５まで再加熱を行う工程Ｅ
   をこの順に含むことを特徴とする高強度鋼板の製造方法。
8. 前記工程Ｃでは、３００〜５００℃の温度域にて、一定温度で保持することを含む請求項７に記載の製造方法。

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