JP6762798B2 - 高強度鋼板およびその製造方法 - Google Patents

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Ａｃ_１点と０．２×Ａｃ_１点＋０．８×Ａｃ_３点との間の温度で５秒以上保持した後、Ａｃ_３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℃〜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。

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、Ａｃ_１点とＡｃ_３点の中間の２相共存領域、より詳細にはＡｃ_１点〜０．２×Ａｃ_１点＋０．８×Ａｃ_３点の間の温度で所定時間保持した後、Ａｃ_３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。

（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％
マンガン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Ａｃ_１点〜０．２×Ａｃ_１点＋０．８×Ａｃ_３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％（０％を含む）以下である。

（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％（０％を含む）以下である。

（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ｄ_０（ｄ_０＝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−ｄ_０）／ｄ_０｝×１００

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。

（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ｔ_１を元の板厚ｔ_０で割った値（ｔ_１／ｔ_０）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。

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。
（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、Ａｃ_１点とＡｃ_３点の中間の２相共存領域、より詳細にはＡｃ_１点と０．２×Ａｃ_１点＋０．８×Ａｃ_３点との間の温度Ｔ_１（Ａｃ_１≦Ｔ_１≦０．２×Ａｃ_１点＋０．８×Ａｃ_３）で５秒以上保持した後、さらに図１の［３］、［４］に示すようにＡｃ_３点以上の温度Ｔ_２（Ａｃ_３≦Ｔ_２）まで加熱温度Ｔ_２で５〜６００秒保持してオーステナイト化する。

温度Ｔ_１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Ｔ_１は、図１の［２］のように、Ａｃ_１点と０．２×Ａｃ_１点＋０．８×Ａｃ_３点との間の一定の温度で保持してもよく、例えば、Ａｃ_１点と０．２×Ａｃ_１点＋０．８×Ａｃ_３点との間で徐加熱するなど、Ａｃ_１点と０．２×Ａｃ_１点＋０．８×Ａｃ_３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Ｔ_１がＡｃ_１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Ｔ_１が０．２×Ａｃ_１点＋０．８×Ａｃ_３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Ｔ_１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Ｔ_１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Ｔ_１は、０．９×Ａｃ_１点＋０．１×Ａｃ_３点と０．３×Ａｃ_１点＋０．７×Ａｃ_３点との間であり、温度Ｔ_１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Ｔ_１は、０．８×Ａｃ_１点＋０．２×Ａｃ_３点と０．４×Ａｃ_１点＋０．６×Ａｃ_３点との間であり、温度Ｔ_１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Ｔ_１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、Ａｃ_３点以上の温度Ｔ_２（Ａｃ_３≦Ｔ_２）まで昇温し温度Ｔ_２で保持してオーステナイト化する。温度Ｔ_２での保持時間５〜６００秒である。

Ａｃ_３点以上の温度Ｔ_２に加熱することで、温度Ｔ_１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Ｔ_２がＡｃ_３点よりも低い、または温度Ｔ_２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Ｔ_２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Ｔ_２はＡｃ_３点＋５０℃以下であることが好ましい。
温度Ｔ_２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Ｔ_２は、Ａｃ_３点＋１０℃以上であり、温度Ｔ_２での保持時間は１０〜４５０秒である。より好ましくは、温度Ｔ_２は、Ａｃ_３点＋２０℃以上であり、温度Ｔ_２での保持時間は２０〜３００秒である。
図１の［３］に示す、温度Ｔ_１から温度Ｔ_２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、Ａｃ_１点およびＡｃ_３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、Ａｃ_１点およびＡｃ_３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Ｔ_３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Ｔ_４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Ｔ_４から、３００℃以下である冷却停止温度Ｔ_３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Ｔ_４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Ｔ_３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Ｔ_３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Ｔ_３は１２０℃以上、２８０℃以下であり、より好ましくは１４０℃以下、２６０℃以下である。

図１の［７］に示すように、冷却停止温度Ｔ_３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Ｔ_３から３００〜５００℃範囲にある再加熱温度Ｔ_５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Ｔ_５に到達した後は、図１の［９］に示すようにその温度Ｔ_５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。

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Ｔ_５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Ｔ_５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Ｔ_５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Ｔ_５は、３２０〜４８０℃であり、更に好ましい再加熱温度Ｔ_５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Ａｃ_３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Ｔ_１と温度Ｔ_２の２段階に分けて行わずに、温度Ｔ_２に相当するＡｃ_３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Ｔ_２と急冷開始温度Ｔ_４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Ｔ_３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、本発明の範囲から外れていることを示している。

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。

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、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。

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Ｔ_１と温度Ｔ_２の２段階に分けて行わずに、温度Ｔ_２に相当するＡｃ_３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Ｔ_１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Ｔ_１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Ｔ_１に加熱し保持後、Ｔ_１と同じ温度を加熱温度Ｔ_２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Ｔ_２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Ｔ_３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Ｔ_１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Ｔ_２での保持時間が長く、また冷却停止温度Ｔ_３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Ｔ_３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Ｔ_４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Ｔ_５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Ｔ_５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Ｔ_１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。

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. 請求項１〜３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、
   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Ａｃ_１点と０．２×Ａｃ_１点＋０．８×Ａｃ_３点との間の温度で５秒以上保持した後、Ａｃ_３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℃〜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。
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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