WO2016080534A1 - 高強度高延性鋼板 - Google Patents

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WO2016080534A1
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residual
less
mass
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村上　俊夫
茂生 大谷
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株式会社神戸製鋼所
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Definitions

  • the present invention relates to a high-strength, high-ductility steel sheet useful as an automatic thin steel sheet, and more particularly to a technique for improving the strength / ductility balance of a steel sheet.
  • TS tensile strength
  • EL tensile strength
  • Patent Document 1 when the form of retained austenite in a steel structure is classified into a lath shape and an island shape, the ratio of the island-like retained austenite is controlled within a certain range, so that elongation and press forming stability are controlled.
  • a high-strength thin steel sheet excellent in resistance has been proposed.
  • good elongation at room temperature good elongation at a temperature of 100 to 200 ° C. has been realized, but YR, which is an effective material factor for impact characteristics, and a sufficient strength-ductility balance It is assumed that it has not been secured, and it is not considered to satisfy the above demand level.
  • Patent Document 2 proposes a high-strength cold-rolled steel sheet that significantly improves the uniform elongation in the 45 ° direction relative to the rolling direction by increasing the degree of accumulation of the crystal orientation of the austenite phase in the steel structure. Yes.
  • the characteristics in the rolling direction and the direction perpendicular to the rolling which are general ductility evaluation directions, are not specially mentioned and are not considered to satisfy the above-mentioned desired level.
  • Patent Document 3 proposes a high-strength thin steel sheet that has improved paint bake hardenability and strength-ductility balance by imparting a C concentration difference between the surface and inside of retained austenite grains in the steel structure. Yes.
  • the C concentration difference is imparted to the residual austenite grains only for the purpose of improving the baking bake hardenability, and as in the present invention, the stability of the residual austenite is improved. It is not intended to give the required carbon concentration distribution to the retained austenite in order to increase ductility, and is completely different from the technical idea of the present invention.
  • an object of the present invention is to provide a high strength and high ductility steel sheet having a tensile strength (TS) of 980 MPa or more, a tensile strength (TS) ⁇ elongation (EL) of 25000 MPa ⁇ % or more, and an excellent strength-ductility balance. is there.
  • the high strength and high ductility steel sheet according to the first invention of the present invention is Ingredient composition is mass%, C: 0.10 to 0.30%, Si + Al: 0.5 to 2.0%, Mn: 1.0 to 4.0%, P: 0 to 0.05% S: 0 to 0.01%
  • the balance consists of iron and inevitable impurities, Steel structure
  • the balance consists of one or more of bainite, martensite, tempered bainite, and tempered martensite, Regarding the carbon concentration in the retained austenite, Its average carbon concentration is 0.8-1.1% by mass,
  • the standard deviation of the carbon concentration distribution is 0.25% by mass or more
  • a region having a carbon concentration of 1.3% by mass or more is characterized by having an area ratio of 1.0% or more with respect to the entire tissue.
  • the high strength and high ductility steel sheet according to the second invention of the present invention is in the first invention, Ingredient composition is mass%, and One or two or more of Cu, Ni, Mo, Cr and B are contained in total of 1.0% or less.
  • the high strength and high ductility steel sheet according to the third aspect of the present invention is in the first or second invention, Ingredient composition is mass%, and One or more of V, Nb, Ti, Zr and Hf are contained in a total of 0.2% or less.
  • the high strength and high ductility steel sheet according to the fourth aspect of the present invention is in any one of the first to third inventions, Ingredient composition is mass%, and One or two or more of Ca, Mg, and REM are included in a total of 0.01% or less.
  • the TRIP phenomenon can be developed from the early stage to the late stage of deformation.
  • the tensile strength (TS) is 980 MPa or more
  • the tensile strength (TS) ⁇ elongation (EL) can ensure 25000 MPa ⁇ % or more.
  • Ductile steel sheets can be provided.
  • the inventors of the steel sheet made of TRIP steel have a tensile strength (TS) of 980 MPa or more and a tensile strength (TS) ⁇ elongation (EL) of 25000 MPa ⁇
  • TS tensile strength
  • EL tensile strength
  • residual ⁇ retained austenite
  • the present inventors paid attention to the carbon concentration distribution in the residual ⁇ . That is, in order to achieve high strength and high ductility by the TRIP phenomenon, it is important to achieve a high work hardening rate from the initial stage to the middle stage of deformation, and for this purpose, unstable residual ⁇ with a low carbon concentration. There must be some. On the other hand, in order to maintain a high work hardening rate even when the amount of deformation increases, that is, in the later stage of deformation, it is necessary to create a stable residual ⁇ having a high carbon concentration.
  • the residual ⁇ is not only high stability or low stability alone, and that there is a wide range of stability, that is, carbon concentration distribution.
  • structure that characterizes the high-strength and high-ductility steel sheet (hereinafter also referred to as “the steel sheet of the present invention”) according to the present invention will be described.
  • the steel sheet of the present invention is based on the structure of TRIP steel.
  • the carbon concentration distribution in the residual ⁇ is controlled. This is different from the prior art.
  • Residual austenite 8% or more in area ratio with respect to the whole structure> Residual ⁇ is useful for improving ductility, and in order to exert such an effect effectively, the area ratio to the whole tissue should be 8% or more, preferably 9% or more, more preferably 10% or more. is necessary.
  • the area ratio of residual ⁇ is preferably 20% or less, and more preferably 18% or less.
  • ⁇ Ferrite More than 5% and less than 50% in area ratio to the entire structure> This is because the introduction of ferrite causes strain distribution between the ferrite and the hard phase to improve the strength-ductility balance. By suppressing the concentration of strain on the residual ⁇ in particular due to the presence of ferrite, it is possible to obtain an effect that the residual ⁇ having a low carbon concentration can contribute to the improvement of characteristics. In order to effectively exhibit such an action, it is necessary that ferrite is present in an area ratio of more than 5%, preferably 8% or more, more preferably 10% or more with respect to the entire structure. However, since the strength of the steel sheet cannot be secured if the ferrite is excessive, the area ratio of the ferrite to the entire structure is limited to 50% or less, preferably 45% or less, and more preferably 40% or less.
  • ⁇ Balance one or more of bainite, martensite, tempered bainite, and tempered martensite>
  • % C ⁇ R 0.8 to 1.1 mass%> % C ⁇ R is an index that affects the stability with which residual ⁇ transforms into martensite during deformation. If% C ⁇ R is too low, the residual ⁇ is unstable, and after the application of stress, the work-induced martensitic transformation occurs before plastic deformation, and the required elongation cannot be obtained. On the other hand, if% C ⁇ R is too high, the residual ⁇ becomes too stable, and even if processing is applied, the processing-induced martensitic transformation does not occur, so that the required stretch flangeability cannot be obtained. In order to obtain the required elongation,% C ⁇ R needs to be 0.8 to 1.1% by mass. A preferable lower limit of% C ⁇ R is 0.9% by mass.
  • ⁇ Standard deviation of carbon concentration distribution in residual ⁇ 0.25% by mass or more> This is because, in order to increase and maintain the work hardening rate from the initial stage to the late stage of the deformation, the residual ⁇ having different stability is created by widening the carbon concentration distribution in the residual ⁇ .
  • the standard deviation of the carbon concentration distribution in the residual ⁇ is 0.25% by mass or more, preferably 0.30% by mass or more, more preferably 0.35% by mass or more. There is a need to.
  • the upper limit of the standard deviation of the carbon concentration distribution in the residual ⁇ is practically about 0.60% by mass, preferably 0.55% by mass or less, and more preferably. Is 0.50 mass% or less.
  • the stability of the residual ⁇ is high when the amount of strain is increased. To that end, it is not sufficient that the carbon concentration is high on average, but the stability is high. That is, it is necessary that a certain amount or more of residual ⁇ having a high carbon concentration exists.
  • the area where the carbon concentration in the residual ⁇ is 1.3% by mass or more is 1.0% or more, preferably 1.5% or more, more preferably 2.0% or more in terms of the area ratio with respect to the entire structure.
  • the area ratio of the carbon concentration in the residual ⁇ of 1.3% by mass or more with respect to the entire structure has an upper limit of about 1/2 of the total residual ⁇ area , Preferably 2/5 or less, more preferably 1/3 or less.
  • the area ratio of residual ⁇ (V ⁇ R ) and the average carbon concentration (% C ⁇ R ) in the residual ⁇ were measured by X-ray diffraction after grinding to a thickness of 1 ⁇ 4 of the steel sheet and then chemical polishing ( ISIJ Int. Vol.33, (1933), No.7, p.776).
  • a Rigaku Co., Ltd. two-dimensional micro-part X-ray diffractometer (RINTRAPID II) was used as the X-ray diffractometer, and a Co—K ⁇ ray was used as the X-ray.
  • the steel sheet was corroded with nital and observed with an optical microscope (magnification 400 times) to identify the structure other than residual ⁇ , and the area ratio of ferrite was obtained.
  • % C avg (1 / 0.033) ⁇ (a 0 ⁇ 0.0012 ⁇ % Mn + 0.00157% Si ⁇ 0.0056 ⁇ % Al)
  • % Mn,% Si, and% Al are the contents (mass%) of Mn, Si, and Al, respectively, in the steel sheet.
  • the diffraction angles at the upper and lower limits of the half width ⁇ 2 ⁇ (hkl) of the diffraction angle 2 ⁇ (hkl) of each peak were determined by the following formulas (4) and (5) (see FIG. 1).
  • the standard deviation ⁇ % C was calculated from the half width ⁇ % C as follows.
  • the probability density function f (x) of the normal distribution is expressed by the following formula (7) from the average value u and the standard deviation ⁇ .
  • equation (9) is obtained from equations (7) and (8). The relationship is obtained.
  • ⁇ % C ⁇ ⁇ ( ⁇ % C / 2) 2 / (2ln2) ⁇ (10)
  • the carbon concentration is 1 by the cumulative density function g (x) shown in the following formula (11).
  • the following expression (12) is derived as an expression for obtaining the area ratio V ⁇ R (C ⁇ 1.3%) of the region of 3 mass% or more with respect to the entire tissue, and V ⁇ R (C ⁇ 1.3%) was calculated.
  • V ⁇ R is the area ratio of the total residual ⁇ .
  • Component composition of the steel sheet of the present invention C: 0.10 to 0.30% C contributes to securing the amount (area ratio) of retained austenite and is an essential element for securing strength and ductility. In order to effectively exhibit such an action, it is necessary to contain C by 0.10% or more, preferably 0.12% or more, more preferably 0.14% or more. However, if the amount of C becomes excessive, weldability deteriorates, so the amount of C is made 0.30% or less, preferably 0.28% or less, more preferably 0.26% or less.
  • Si and Al are elements that effectively suppress the decomposition of residual austenite and the formation of carbides.
  • it is necessary to contain Si and Al in total of 0.5% or more, preferably 0.7% or more, and more preferably 0.9% or more.
  • the total amount of Sl and Al is preferably 20% or less, preferably Is 1.9% or less, more preferably 1.8% or less.
  • Mn 1.0 to 4.0% Mn is an element necessary for stabilizing austenite and obtaining desired retained austenite. In order to effectively exhibit such an action, it is necessary to contain Mn at 1.0% or more, preferably 1.3% or more, more preferably 1.6% or more. However, if the amount of Mn is excessive, adverse effects such as occurrence of cracking of the cast slab are observed, so the amount of Mn is 4.0% or less, preferably 3.5% or less, more preferably 3.0% or less.
  • P 0 to 0.05% P inevitably exists as an impurity element, but is an element that may be contained in order to ensure a desired residual ⁇ . However, if P is excessively contained, secondary workability deteriorates, so the amount of P is 0.05% or less, preferably 0.03% or less, and more preferably 0.02% or less.
  • S 0 to 0.01% Since S is also unavoidably present as an impurity element and forms sulfide-based inclusions such as MnS and becomes a starting point of cracking and deteriorates workability, the amount of S is 0.01% or less, preferably 0.005% or less, more preferably 0.003% or less.
  • the steel of the present invention contains the above-described elements as essential components, and the balance is iron and inevitable impurities.
  • the following allowable components can be contained within the range not impairing the action of the present invention.
  • One or more of Cu, Ni, Mo, Cr, and B are useful as steel strengthening elements, as well as for stabilizing residual ⁇ and securing a predetermined amount. It is an effective element. In order to effectively exhibit such an action, it is recommended that these elements are contained in a total amount of 0.001% or more, and further 0.01% or more. However, even if these elements are contained excessively, the above effect is saturated and is economically wasteful. Therefore, these elements are added in a total amount of 1.0% or less, and further 0.5% or less. Is preferred.
  • V, Nb, Ti, Zr, and Hf 0.2% or less in total
  • These elements have the effect of precipitation strengthening and refinement of the structure, and are useful elements for increasing the strength. In order to effectively exhibit such an action, it is recommended that these elements are contained in a total amount of 0.01% or more, and further 0.02% or more. However, even if these elements are contained excessively, the above effects are saturated and economically useless. Therefore, these elements are 0.2% or less in total amount, and further 0.1% or less. It is preferable to do this.
  • One or more of Ca, Mg and REM 0.01% or less in total
  • These elements are elements that control the form of sulfides in steel and are effective in improving workability.
  • examples of the REM (rare earth element) used in the present invention include Sc, Y, and lanthanoid.
  • these elements are 0.01% or less in total amount, further 0.005% or less. It is preferable to do this.
  • the steel sheet of the present invention can be produced by hot-rolling a steel material satisfying the above component composition, followed by cold rolling, and then performing a heat treatment, for example, under the conditions of the following steps (1) to (4). (See FIG. 2).
  • Second heating temperature T2 Ac1 to [0.7 ⁇ Ac1 + 0.3 ⁇ Ac3] and second holding time t2: holding for 5 s or more>
  • the holding time t2 in the temperature range is more preferably 10 s or more, and further preferably 20 s or more, but it is recommended that the holding time t2 be 200 s or less from the viewpoint of productivity.
  • Ac1 and Ac3 are derived from the chemical composition of the steel sheet, by Lesley, “Iron & Steel Materials Science”, translated by Koda Narumi, Maruzen Co., Ltd., 1985, p. 273 can be obtained using the equation described in H.273.
  • the third heating temperature T3 [0.7 ⁇ Ac1 + 0.3 ⁇ Ac3] to [0.2 ⁇ Ac1 + 0.8 ⁇ Ac3] and the second heating temperature T2 + 0.2 ⁇ (Ac3-Ac1) or more
  • the third holding time t3 holding for 5 s or more>
  • Heating for a predetermined holding time is performed at a temperature higher than the heating temperature of the previous stage (second heating temperature T2) in the two-phase temperature region while maintaining the Mn concentration distribution formed in the previous stage.
  • the holding time (third holding time t3) needs to be 5 s or more, but in order to suppress the uniform concentration of Mn in the austenite, it needs to be shorter than the annealing time of the conventional steel, 200 s or less. Furthermore, it is recommended to limit to 100 s or less.
  • the average cooling rate CR1 in this temperature range is more preferably 25 ° C./s or more, and further preferably 30 ° C./s or more.
  • Austempering temperature T4 350 to 480 ° C.
  • austempering holding time t4 10 to 1800 s, then cooled to room temperature> This is because bainite transformation is promoted and carbon is concentrated to untransformed austenite to obtain stable residual ⁇ .
  • the austemper holding time t4 is too long, cementite is locally formed and the region having a particularly high carbon concentration is reduced. Therefore, the upper limit of the austemper holding time t4 is set to 1800 s.
  • the cold-rolled sheet is heated to the first heating temperature T1: [Ac1-30 ° C.] to [Ac1-10 ° C.] and held at that temperature for the first holding time: 10 s or more, or within the same temperature range.
  • the second holding temperature T2: Ac1 to [0.7 ⁇ Ac1 + 0.3 ⁇ Ac3] is held for a second holding time t2: 5 s or longer.
  • Mn is concentrated in cementite by holding or gradually heating in the ferrite / cementite two-phase region temperature range for a predetermined time in advance, and between ferrite / austenite during the subsequent ferrite / austenite two-phase region heating.
  • the local speed difference of the bainite transformation during the austempering treatment in the step (4) can be increased, and the carbon concentration distribution in the residual ⁇ can be broadened.
  • step (4) may be configured as the following step (4a).
  • Austempering temperature T4 Austempering holding time t4: After holding at t4: 10 s or more at reheating temperature T5: Reheating to 500-600 ° C and holding at that temperature for reheating holding time t5: 30 s or less Cool to room temperature.
  • the steel sheet of the present invention can be made into a plated steel sheet by reheating to a temperature range where the residual ⁇ does not decompose and alloying the plating layer.
  • the steel plate of 30 mm in thickness After manufacturing the steel of the component shown in the following Table 1 by vacuum melting, it made the steel plate of 30 mm in thickness by hot forging, and then hot rolled.
  • the hot rolling conditions do not substantially affect the final structure and properties of the steel sheet of the present invention, but in this example, after heating to 1200 ° C, the end temperature of hot rolling is 880 ° C in multi-stage rolling.
  • the plate thickness was 2.5 mm under the conditions. Then, it cooled to 500 degreeC with the cooling rate of 30 degrees C / s, and stopped cooling, and after inserting in the furnace heated to 500 degreeC, it hold
  • the hot-rolled sheet was pickled to remove the surface scale, and then cold-rolled to 1.4 mm to obtain a cold-rolled sheet.
  • the average heating rate from room temperature to the first heating temperature (holding temperature) is constant 10 ° C./s
  • the average heating rate from the next heating temperature (holding temperature) to 20 ° C./s is constant
  • the next heating temperature The average heating rate up to (holding temperature) was fixed at 10 ° C./s.
  • the average heating rate from the austempering temperature T4 to the reheating temperature T5 was constant 10 ° C./s
  • the average cooling rate from the austempering temperature T4 or the reheating temperature T5 to room temperature was constant 10 ° C./s.
  • the yield strength YS, tensile strength TS, and elongation (total elongation) EL were measured by a tensile test.
  • the tension test produced the JIS No. 5 test piece and implemented according to JISZ2241.
  • the properties of the steel plate after the heat treatment are those with a tensile strength (TS) of 980 MPa or more and a tensile strength (TS) ⁇ elongation (EL) of 25000 MPa ⁇ % or more as pass ( ⁇ ). Things were rejected (x).
  • steel No. which is an invention steel (evaluation is ⁇ ).
  • 2, 3, 5, 10 to 12, 15, and 19 to 28 are steels that satisfy the requirements of the composition provisions of the present invention, and are heat-treated under the recommended conditions, and as a result, satisfy the requirements of the structure provisions of the present invention. It was confirmed that a high-strength and ductile steel sheet with excellent mechanical properties and acceptable mechanical properties and excellent balance between strength and ductility was obtained.
  • steel No. which is a comparative steel (evaluation of x).
  • Nos. 1, 4, 6 to 9, 13, 14, and 16 to 18 do not satisfy at least one of the component definition and the structure definition of the present invention, and the characteristics do not satisfy the acceptance criteria.
  • Steel No. Nos. 1, 4, 6-9, and 13 satisfy the requirements of the organization regulations because they are manufactured under conditions that deviate from the recommended production conditions, although the steel grades that satisfy the requirements of the composition regulations of the present invention are used. The characteristics are inferior.
  • steel No. Nos. 14 and 16 to 18 are manufactured under the recommended manufacturing conditions, but because the steel grades that partially deviate from the requirements of the component provisions of the present invention are used, the requirements of the structure provisions are not satisfied and the characteristics are inferior. .
  • the steel sheet of the present invention has high tensile strength, excellent strength-ductility balance, and is useful for automatic thin steel sheets and the like.

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Abstract

　特定の合金成分を含み、鋼組織が、残留オーステナイト及びフェライトを特定割合でふくみ、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、特定の残留オーステナイト中の平均炭素濃度及び炭素濃度分布を有する。

Description

高強度高延性鋼板
　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。
　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に加え、さらに部品同士を接合してアッシーに組み立てる際の溶接性も要求される。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、炭素量を０．３質量％以下に抑制しつつ、引張強度（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上で、引張強度（ＴＳ）×伸び（ＥＬ）が２５０００ＭＰａ・％以上を確保しうる鋼板の開発が要望されている。
　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）。
　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。
　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。
　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す。
日本国特開２０１２－４１５７３号公報 日本国特開２０１２－２１２２５号公報 日本国特開２０１２－３１５０５号公報
　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２５０００ＭＰａ・％以上、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。
　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：０．１０～０．３０％、 
　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８％以上、 
　フェライトが５％超５０％以下 
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０．８～１．１質量％、 
　その炭素濃度分布の標準偏差が０．２５質量％以上 
　その炭素濃度が１．３質量％以上の領域が全組織に対する面積率で１．０％以上であることを特徴とする。 
　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。 
　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。 
　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。
　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２５０００ＭＰａ・％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。
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。 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。
　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２５０００ＭＰａ・％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。
　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。
　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。
　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。 
　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。 
　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。 
〔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。
＜残留オーステナイト：全組織に対する面積率で８％以上＞
　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８％以上、好ましくは９％以上、さらに好ましくは１０％以上存在させることが必要である。なお、残留γの面積率は２０％以下が好ましく、さらに好ましくは１８％以下である。
＜フェライト：全組織に対する面積率で５％超５０％以下＞
　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５％超、好ましくは８％以上、さらに好ましくは１０％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５０％以下、好ましくは４５％以下、さらに好ましくは４０％以下に制限する。
＜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。
＜残留γ中の平均炭素濃度（％ＣγＲ）：０．８～１．１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０．８～１．１質量％とする必要がある。％ＣγＲの好ましい下限は０．９質量％である。
＜残留γ中の炭素濃度分布の標準偏差：０．２５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０．２５質量％以上、好ましくは０．３０質量％以上、さらに好ましくは０．３５質量％以上とする必要がある。なお、本発明に係る高強度高延性鋼板においては、残留γ中の炭素濃度分布の標準偏差は実際上、０．６０質量％程度が上限であり、好ましくは０．５５質量％以下、さらに好ましくは０．５０質量％以下である。
＜残留γ中の炭素濃度が１．３質量％以上の領域：全組織に対する面積率で１．０％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１．３質量％以上の領域が全組織に対する面積率で１．０％以上、好ましくは１．５％以上、さらに好ましくは２．０％以上存在させる必要がある。なお、本発明に係る高強度高延性鋼板においては、残留γ中の炭素濃度が１．３質量％以上の領域が全組織に対する面積率は、全残留γ面積の１／２程度が上限であり、好ましくは２／５以下、さらに好ましくは１／３以下である。
〔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。
　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（ＲＩＮＴＲＡＰＩＤ　ＩＩ）を用い、Ｘ線としてＣｏ－Ｋα線を用いた。
　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。
　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。
　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。）。
　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。
　ｄ（ｈｋｌ）＝λ／｛２ｓｉｎ（２θａｖｇ（ｈｋｌ）／２）｝・・・式（１） 
　そして、下記式（３）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。 
　ａ０（ｈｋｌ）＝ｄ（ｈｋｌ）√（ｈ２＋ｋ２＋ｌ２）・・・式（２） 
　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。）
　％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。 
　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。 
　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）。 
　２θＬ（ｈｋｌ）＝２θａｖｇ（ｈｋｌ）－Δ２θ（ｈｋｌ）／２・・・式（４） 
　２θＨ（ｈｋｌ）＝２θａｖｇ（ｈｋｌ）＋Δ２θ（ｈｋｌ）／２・・・式（５） 
　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。
　Δ％Ｃ＝％ＣＨ－％ＣＬ・・・式（６） 
　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。 
　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。 
　ｆ（ｘ）＝｛１／√（２πσ）｝・ｅｘｐ｛－（ｘ－ｕ）２／（２σ２）｝・・・式（７） 
　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。 
　ｆ（ｕ）＝１／√（２πσ）・・・式（８） 
　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。
　｛１／√（２πσ％Ｃ）｝・ｅｘｐ｛－（Δ％Ｃ／２）２／（２σ％Ｃ ２）｝＝１／｛２√（２πσ％Ｃ）｝・・・式（９） 
　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。 
　σ％Ｃ＝√｛（Δ％Ｃ／２）２／（２ｌｎ２）｝・・・式（１０） 
　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１．３質量％以上の領域の、全組織に対する面積率ＶγＲ（Ｃ≧１．３％）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≧１．３％）を算出した。
　ｇ（ｘ）＝（１／２）・［１＋ｅｒｆ｛（ｘ－ｕ）／√（２σ２）｝］・・・式（１１） 
　ＶγＲ（Ｃ≧１．３％）＝ＶγＲ｛１－ｇ（１．３）｝
＝ＶγＲ［０．５－ｅｒｆ｛（１．３－％Ｃａｖｇ）／√（２σ％Ｃ ２）｝］・・・式（１２） 
　ここに、ＶγＲは全残留γの面積率である。 
　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。 
〔本発明鋼板の成分組成〕
Ｃ：０．１０～０．３０％ 
　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０．１０％以上、好ましくは０．１２％以上、さらに好ましくは０．１４％以上含有させる必要がある。ただし、Ｃ量が過剰になると、溶接性を劣化させるので、Ｃ量は０．３０％以下、好ましくは０．２８％以下、さらに好ましくは０．２６％以下とする。
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２０％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。
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。
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。
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。
　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。
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。
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。
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。
　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。
〔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）。
［熱処理条件］
（１）冷延板を第２加熱温度Ｔ２：Ａｃ１～［０．７×Ａｃ１＋０．３×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：［０．７×Ａｃ１＋０．３×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。
　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。
＜（１）第２加熱温度Ｔ２：Ａｃ１～［０．７×Ａｃ１＋０．３×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。
＜（２）さらに第３加熱温度Ｔ３：［０．７×Ａｃ１＋０．３×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。
＜（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。
＜（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。
［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。
　（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～［０．７×Ａｃ１＋０．３×Ａｃ３］で第２保持時間ｔ２：５ｓ以上保持する。
　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。
　また、上記工程（４）は、下記工程（４ａ）のように構成してもよい。
　（４ａ）オーステンパ温度Ｔ４：３５０～４８０℃でオーステンパ保持時間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。
　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。
　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。
　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。
　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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　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。
　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。
　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２５０００ＭＰａ・％以上のものを合格（○）とし、それ以外のものを不合格（×）とした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　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、５、１０～１２、１５、１９～２８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。
　これに対して、比較鋼（評価が×のもの）である鋼Ｎｏ．１、４、６～９、１３、１４、１６～１８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。
　すなわち、鋼Ｎｏ．１、４、６～９、１３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。
　一方、鋼Ｎｏ．１４、１６～１８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。 
　以上より、本発明の適用性が確認された。
　本発明を詳細にまた特定の実施態様を参照して説明したが、本発明の精神と範囲を逸脱することなく様々な変更や修正を加えることができることは当業者にとって明らかである。
　本出願は、２０１４年１１月２１日出願の日本特許出願（特願２０１４－２３６９２８）に基づくものであり、その内容はここに参照として取り込まれる。
　本発明の鋼板は、高引張強度で、強度－延性バランスに優れ、自動用薄鋼板等に有用である。

Claims (2)

  1. 　成分組成が、質量％で、
    　Ｃ：０．１０～０．３０％、 
    　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８％以上、 
    　フェライトが５％超５０％以下 
    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０．８～１．１質量％、 
    　その炭素濃度分布の標準偏差が０．２５質量％以上 
    　その炭素濃度が１．３質量％以上の領域が全組織に対する面積率で１．０％以上であることを特徴とする高強度高延性鋼板。
  2. 　成分組成が、質量％で、さらに 下記（ａ）～（ｃ）の何れか１つを含むものである請求項１記載の高強度高延性鋼板。
    （ａ）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
    （ｂ）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
    （ｃ）Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの１種または２種以上を合計で０．０１％以下
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