WO2017169329A1 - 高強度鋼板およびその製造方法 - Google Patents

高強度鋼板およびその製造方法 Download PDF

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WO2017169329A1
WO2017169329A1 PCT/JP2017/006608 JP2017006608W WO2017169329A1 WO 2017169329 A1 WO2017169329 A1 WO 2017169329A1 JP 2017006608 W JP2017006608 W JP 2017006608W WO 2017169329 A1 WO2017169329 A1 WO 2017169329A1
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less
temperature
retained austenite
cooling
total
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忠夫 村田
俊夫 村上
エライジャ 柿内
茂生 大谷
裕一 二村
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株式会社神戸製鋼所
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C21D9/48—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals deep-drawing sheets
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese

Definitions

  • This disclosure relates to a high-strength steel sheet that can be used for various applications including automobile parts and a method for manufacturing the same.
  • Patent Document 1 discloses a steel sheet having a tensile strength of 980 to 1180 MPa and exhibiting good deep drawability.
  • the tensile strength is required to be 780 MPa or more.
  • a high yield strength (YS) in addition to a high tensile strength (TS).
  • the product TS ⁇ EL of TS and total elongation EL is required to be 22000 MPa% or more. Furthermore, in order to ensure the moldability at the time of component molding, the LDR (Limiting Drawing Ratio), which is an index indicating deep drawability and is required by the method described in Examples below, is 2.05 or more, and the hole It is also required that the hole expansion ratio ⁇ indicating the expandability is 20% or more.
  • LDR Liting Drawing Ratio
  • Patent Document 1 the high-strength steel sheet disclosed in Patent Document 1 is difficult to satisfy all these requirements, and a high-strength steel sheet that can satisfy all these requirements has been demanded.
  • Embodiments of the present invention have been made to meet such demands, and include tensile strength TS, yield ratio YR, TS ⁇ EL of total elongation EL, LDR indicating deep drawability, and holes.
  • An object of the present invention is to provide a high-strength steel sheet having a high level of the hole expansion ratio ⁇ indicating the expandability and a method for manufacturing the same.
  • the high-strength steel plate according to the embodiment of the present invention that has solved the above problems is Ingredient composition is mass%, C: 0.15 to 0.35%, Total of Si and Al: 0.5 to 2.5% Mn: 1.0 to 4.0%, P: more than 0% and 0.05% or less, and S: more than 0% and 0.01% or less, with the balance consisting of Fe and inevitable impurities,
  • the steel structure is the ratio of the entire structure.
  • Ferrite more than 5 area% and 50 area% or less
  • a total of tempered martensite and bainite 30 area% or more
  • retained austenite 10 vol% or more, further having MA
  • Average circle equivalent diameter of MA 1.0 ⁇ m or less
  • the average equivalent circle diameter of retained austenite 1.0 ⁇ m or less and the retained austenite having an equivalent circle diameter of 1.5 ⁇ m or more satisfies a volume ratio of 5% or more of the total retained austenite.
  • the amount of C in the component composition is preferably 0.30% or less. Further, the Al content in the component composition may be less than 0.10%.
  • the high-strength steel plate is further mass%, (A) A total of one or more selected from the group consisting of Cu, Ni, Mo, Cr, and B is more than 0% and 1.0% or less, (B) a total of one or more selected from the group consisting of V, Nb, Ti, Zr, and Hf, more than 0% and 0.2% or less, (C) a total of at least one selected from the group consisting of Ca, Mg, and REM (Rare Earth Metal) is more than 0% and not more than 0.01%, May be included.
  • the manufacturing method of the high-strength steel plate according to the embodiment of the present invention is a method for manufacturing the high-strength steel plate, and uses an original plate that satisfies the component composition, (Ac 1 point ⁇ 0.8 + Ac 3 point ⁇ 0.2) Step A of heating to a temperature T1 that is equal to or higher than Ac 3 point, After the heating, a step B of rapidly cooling from a rapid cooling start temperature T2 of 650 ° C. or higher to a cooling stop temperature T3a of 300 to 500 ° C.
  • step C of performing slow cooling at an average cooling rate of 0 ° C./second or more and 10 ° C./second or less in a temperature range of 300 to 500 ° C. for 10 seconds or more and less than 300 seconds after the rapid cooling
  • step D of cooling from a slow cooling end temperature T3b of 300 ° C. or higher to a cooling stop temperature T4 of 100 to 300 ° C. at an average cooling rate exceeding 10 ° C./second, and reheating at 300 to 500 ° C.
  • Process E for reheating to temperature T5 Are included in this order.
  • the step C may include holding at a constant temperature in a temperature range of 300 to 500 ° C.
  • the tensile strength TS, the yield ratio YR, the product TS ⁇ EL of the TS and the total elongation EL, the high-strength steel plate having a high level of hole expandability and deep drawability, and its manufacture A method can be provided.
  • FIG. 1 is a diagram schematically illustrating the heat treatment according to the manufacturing method of the embodiment of the present invention.
  • the inventors have determined that the tensile strength TS, the yield ratio YR, the product TS ⁇ EL of the TS and the total elongation EL, the hole expandability and the deep drawability can be obtained by setting the steel composition to a predetermined component.
  • the steel structure will be described below.
  • the ferrite content is more than 5 area% in order to improve the ductility and obtain an excellent strength-ductility balance.
  • the amount of ferrite is preferably 7 area% or more, more preferably 10 area% or more.
  • the ferrite content is set to 50 area% or less in order to ensure an excellent hole expansion ratio ⁇ and a high yield ratio.
  • the amount of ferrite is preferably 45 area% or less, more preferably 40 area% or less.
  • total of tempered martensite and bainite 30 area% or more
  • the bainite in the embodiment of the present invention refers to tempered bainite, untempered bainite, and bainitic ferrite.
  • the total of the tempered martensite and bainite is preferably 35 area% or more.
  • the upper limit of the total of tempered martensite and bainite is about 85% by area in consideration of the fractions of ferrite and residual austenite, which are other essential structures.
  • Residual austenite 10% by volume or more
  • Residual austenite is a structure in which a TRIP phenomenon that transforms into martensite by processing-induced transformation occurs during processing such as press processing, and a large elongation can be obtained. Further, the formed martensite has a high hardness. Therefore, an excellent strength-ductility balance can be obtained. Furthermore, deep drawability can also be improved by controlling the particle size distribution of retained austenite as described later. In particular, the amount of retained austenite is 10% by volume or more in order to obtain an excellent strength-ductility balance with TS ⁇ EL of 22000 MPa% or more and to fully exhibit the effect of improving deep drawability by controlling the particle size distribution of retained austenite described later. To do.
  • the amount of retained austenite is preferably 12% by volume or more, more preferably 13% by volume or more, still more preferably 14% by volume or more, and still more preferably 15% by volume or more.
  • the upper limit of the amount of retained austenite is approximately 40% by volume.
  • MA is an abbreviation for martensite-austenite constituent and is a composite structure of martensite and austenite.
  • [Average circle equivalent diameter of MA: 1.0 ⁇ m or less] MA is a hard phase, and the vicinity of the interface between the mother phase and the hard phase acts as a void formation site during deformation. As the MA size becomes larger, strain concentration at the interface between the mother phase and the hard phase occurs, and breakage based on voids formed in the vicinity of the interface between the mother phase and the hard phase tends to occur. As a result, the hole expandability is lowered. For this reason, the average circle equivalent diameter of MA is suppressed to 1.0 ⁇ m or less.
  • the average equivalent circle diameter of the MA is preferably 0.8 ⁇ m or less, more preferably 0.7 ⁇ m or less. The smaller the average equivalent circle diameter of MA is, the smaller the hole expansion property is, and the better. However, in consideration of the component composition and manufacturing conditions defined in the embodiment of the present invention, the lower limit of the average equivalent circle diameter of MA is about 0.2 ⁇ m. Become.
  • the area ratio of MA containing retained austenite is not particularly limited, and the area ratio of retained austenite may be within the above range as described above. As described above, in the embodiment of the present invention, since the amount of retained austenite is 10% by volume or more, MA in which most of the retained austenite is present may also be 10% by area or more. In the embodiment of the present invention, the area ratio of desired ferrite, tempered martensite and bainite needs to be ensured, so the upper limit of the area ratio of MA is less than 65 area%.
  • the drawing process proceeds easily and good deep drawability is obtained.
  • the deformation behavior of the flange portion is deformed in a state in which the compressive stress is applied because the compressive stress in the circumferential direction of the board surface is strongly applied.
  • martensitic transformation is accompanied by volume expansion, martensitic transformation is unlikely to occur under compressive stress.
  • the work-induced martensite transformation of retained austenite is suppressed, so that work hardening is small, and as a result, deep drawability is improved.
  • the volume expansion amount during martensitic transformation increases, in other words, because martensitic transformation is further suppressed under compressive stress, and deep drawability is further improved. Conceivable.
  • the inventors of the present invention should preferably cause a work-induced transformation over a wide stress range. It has been noted that unstable residual austenite that undergoes work-induced transformation and stable retained austenite that does not cause work-induced transformation unless it is under high stress may be mixed.
  • the flange portion contributes to suppression of martensite transformation
  • the vertical wall portion is relatively coarse residual austenite as unstable residual austenite that easily undergoes processing-induced transformation under relatively low stress.
  • a steel structure containing a predetermined amount of fine retained austenite was studied.
  • the inventors set the average equivalent circle diameter of the retained austenite to 1.0 ⁇ m or less, and the retained austenite having a circle equivalent diameter of 1.5 ⁇ m or more accounts for 5% or more of the total retained austenite. It was found that a high work hardening rate can be maintained during deformation, and excellent deep drawability is exhibited.
  • the “residual austenite having an equivalent circle diameter of 1.5 ⁇ m or more” may be referred to as “relatively coarse retained austenite”.
  • the average equivalent circle diameter of the retained austenite is preferably 0.95 ⁇ m or less, more preferably 0.90 ⁇ m or less. Considering the component composition and production conditions defined in the embodiment of the present invention, the lower limit of the average equivalent-circle diameter of retained austenite is approximately 0.40 ⁇ m.
  • the volume ratio of the residual austenite having an equivalent circle diameter of 1.5 ⁇ m or more to the total residual austenite is preferably 10% or more, more preferably 15% or more. Note that if the proportion of the relatively coarse retained austenite is excessive, the size of the MA is likely to be coarse, and the hole expandability is liable to be lowered. From this viewpoint, the volume ratio of the retained austenite having an equivalent circle diameter of 1.5 ⁇ m or more is preferably 50% or less, and more preferably 40% or less.
  • the martensite structure formed by the process-induced transformation is hard and acts as a starting point for fracture. Larger martensite structures are more likely to be the origin of destruction.
  • the average equivalent circular diameter of retained austenite is 1.0 ⁇ m or less as described above, the size of martensite formed by the processing-induced transformation can be reduced, and breakage can be suppressed.
  • the average equivalent circle diameter of the retained austenite and the ratio of the retained austenite amount with an equivalent circle diameter of 1.5 ⁇ m or more to the total retained austenite amount are crystals using SEM (Scanning Electron Microscope) as shown in the examples described later. This can be obtained by creating a Phase map using an analysis method EBSD (Electron Back Scatter Diffraction Patterns) method.
  • SEM Sccanning Electron Microscope
  • the metallographic structure of the steel sheet according to the embodiment of the present invention includes ferrite, tempered martensite, bainite, retained austenite, and MA, and may be composed of only these, but the effect of the present invention is achieved. A remaining structure such as pearlite may be present as long as it is not impaired.
  • composition of the high-strength steel sheet according to the embodiment of the present invention will be described below.
  • unit% display of a component composition means the mass% altogether.
  • C is an essential element for obtaining a desired structure such as retained austenite and ensuring high characteristics such as TS ⁇ EL.
  • the C content is set to 0.15% or more.
  • the amount of C is preferably 0.17% or more, more preferably 0.20% or more.
  • the amount of C exceeds 0.35%, MA and retained austenite become coarse, and as a result, both deep drawability and hole expansibility deteriorate. Further, if the amount of C is excessive, the weldability is also inferior. Therefore, the C amount is set to 0.35% or less.
  • the amount of C is preferably 0.33% or less, more preferably 0.30% or less.
  • Total of Si and Al each have a function of suppressing the precipitation of cementite and promoting the formation of retained austenite.
  • Si and Al are contained in a total of 0.5% or more.
  • the total of Si and Al is preferably 0.7% or more, more preferably 1.0% or more.
  • the total of Si and Al exceeds 2.5%, tempered martensite and bainite cannot be secured, and MA and retained austenite become coarse. Therefore, the total of Si and Al is 2.5% or less, preferably 2.0% or less.
  • Al may be added in an amount that functions as a deoxidizing element, that is, less than 0.10%.
  • Al may be contained as much as 0.7% or more, for example.
  • Mn is an element necessary for securing tempered martensite / bainite and the like other than ferrite by suppressing the formation of ferrite.
  • the amount of Mn is set to 1.0% or more.
  • the amount of Mn is preferably 1.5% or more, more preferably 2.0% or more.
  • the Mn content is 4.0% or less, preferably 3.7% or less, more preferably 3.5% or less.
  • P more than 0% and 0.05% or less
  • P is unavoidably present as an impurity element.
  • the amount of P exceeds 0.05%, the total elongation EL and the hole expandability deteriorate. Therefore, the P content is 0.05% or less, preferably 0.03% or less.
  • S more than 0% and 0.01% or less
  • S inevitably exists as an impurity element.
  • the amount of S exceeds 0.01%, sulfide inclusions such as MnS are formed, and this becomes a starting point of cracking and the hole expanding property is lowered.
  • the amount of S is 0.01% or less, preferably 0.005% or less.
  • the balance of the component composition of the high-strength steel sheet is Fe and inevitable impurities.
  • the inevitable impurities for example, mixing of trace elements such as As, Sb, and Sn, which are brought in depending on the conditions of raw materials, materials, manufacturing equipment, and the like, is allowed.
  • the content for example, like P and S, it is usually preferable that the content is small. Therefore, although it is an unavoidable impurity, there is an element that separately defines the composition range as described above. For this reason, in this specification, the term “inevitable impurities” constituting the balance is a concept that excludes elements whose composition ranges are separately defined.
  • the high-strength steel plate according to the embodiment of the present invention may optionally contain other elements as long as the characteristics can be maintained.
  • Other elements considered to be able to be selectively contained without impairing the effects of the present invention based on experience so far are exemplified below.
  • Cu, Ni, Mo, Cr, and B are elements that act as elements that increase the tensile strength of the steel sheet, and that act effectively to stabilize retained austenite and ensure a predetermined amount.
  • the above elements are preferably contained in a total amount of 0.001% or more, more preferably 0.01% or more. However, even if the above elements are contained excessively, the effect is saturated and economically wasteful, so the total amount of the above elements is preferably 1.0% or less, more preferably 0.5% or less.
  • the said element can be made to contain 2 or more types chosen independently or arbitrarily.
  • V, Nb, Ti, Zr, and Hf are elements that exert the effects of precipitation strengthening and microstructure refinement, and are useful for increasing the strength of the steel sheet.
  • the above elements are preferably contained in a total amount of 0.01% or more, more preferably 0.02% or more.
  • the said element is 0.2% or less in total amount, More preferably, it is 0.1% or less.
  • the said element can be made to contain 2 or more types chosen independently or arbitrarily.
  • Ca, Mg, and REM are elements that control the form of sulfide in steel and effectively act on workability.
  • the above elements are preferably contained in a total amount of 0.001% or more, more preferably 0.002% or more.
  • the total amount of the element is preferably 0.01% or less, more preferably 0.005% or less.
  • the said element can be made to contain 2 or more types chosen independently or arbitrarily. Examples of the REM include Sc, Y, and lanthanoids.
  • the high-strength steel plate according to the embodiment of the present invention has high levels of TS, YR, TS ⁇ EL, ⁇ , and LDR. These characteristics of the high-strength steel sheet according to the embodiment of the present invention will be described in detail below.
  • Tensile strength TS The high strength steel plate according to the embodiment of the present invention has a tensile strength of 780 MPa or more.
  • the tensile strength is preferably 880 MPa or more, more preferably 980 MPa or more.
  • the higher the strength, the better, but the upper limit of the tensile strength is approximately 1300 MPa in consideration of the composition of the steel sheet according to the embodiment of the present invention, the production conditions, and the like.
  • the high strength steel plate according to the embodiment of the present invention has a yield ratio of 0.60 or more. Thereby, high yield strength can be realized in combination with the above-described high tensile strength. As a result, the final product obtained by processing such as deep drawing can be used without deformation even under high load. Preferably, it has a yield ratio of 0.65 or higher. The higher the yield ratio, the better. However, the upper limit of the yield ratio is approximately 0.75 in consideration of the composition of the steel sheet according to the embodiment of the present invention, production conditions, and the like.
  • TS ⁇ EL of tensile strength TS and total elongation EL
  • TS ⁇ EL is 22000 MPa% or more.
  • TS ⁇ EL is preferably 23000 MPa% or more.
  • TS ⁇ EL is preferably as high as possible, but the upper limit of TS ⁇ EL is approximately 35000 MPa% in consideration of the composition of the steel sheet according to the embodiment of the present invention, production conditions, and the like.
  • the high-strength steel sheet according to the embodiment of the present invention has a hole expansion ratio ⁇ of 20% or more. Thereby, excellent workability such as press formability can be obtained.
  • the hole expansion ratio ⁇ is preferably 30% or more. The higher the hole expansion ratio ⁇ , the better. However, considering the composition of the steel sheet according to the embodiment of the present invention, the manufacturing conditions, and the like, the upper limit of the hole expansion ratio ⁇ is approximately 60%.
  • the deep drawability of the steel sheet is evaluated by LDR as shown in the examples described later.
  • the high-strength steel sheet according to the embodiment of the present invention has an LDR of 2.05 or more, preferably 2.10 or more, and has excellent deep drawability.
  • the upper limit of the LDR is approximately 2.25 in consideration of the composition of the steel sheet according to the embodiment of the present invention, production conditions, and the like.
  • the high-strength steel sheet according to the embodiment of the present invention is excellent in TS, YR, TS ⁇ EL, ⁇ , and LDR, so that it can be suitably used for steel molded parts for various uses including automobile parts. it can.
  • Examples of the original sheet to be heat-treated include a hot-rolled steel sheet obtained by hot rolling and a cold-rolled steel sheet obtained by further cold rolling, but the conditions for the hot rolling and cold rolling are not particularly limited.
  • Step A Heating to a temperature T1 of (Ac 1 point ⁇ 0.8 + Ac 3 points ⁇ 0.2) or more and less than Ac 3 points]
  • Step A corresponds to [2] in FIG.
  • heating is performed to a temperature T1 of (Ac 1 point ⁇ 0.8 + Ac 3 points ⁇ 0.2) or more and less than Ac 3 points.
  • the heating temperature T1 is lower than (Ac 1 point ⁇ 0.8 + Ac 3 point ⁇ 0.2)
  • the reverse transformation to austenite is insufficient and the processed structure remains, and a certain amount of ferrite can be secured. Therefore, the strength-ductility balance is lowered.
  • the heating temperature T1 is (Ac 1 point ⁇ 0.8 + Ac 3 points ⁇ 0.2) or more, preferably (Ac 1 point ⁇ 0.8 + Ac 3 points ⁇ 0.2) + 5 ° C. or more, more preferably (Ac 1 point ⁇ 0.8 + Ac 3 points ⁇ 0.2) + 10 ° C. or more.
  • the heating temperature T1 is set to less than Ac 3 points.
  • the heating temperature T1 is preferably Ac 3 points ⁇ 10 ° C. or lower, more preferably Ac 3 points ⁇ 20 ° C. or lower.
  • the holding time t1 at the heating temperature T1 is preferably set to 1 to 1800 seconds in consideration of securing the effect by heating and productivity.
  • Ac 1 point and said Ac 3 point are respectively shown in "Leslie Steel Materials” (Maruzen Co., Ltd., issued May 31, 1985, page 273), the following formula (1) and the following formula: Calculated from (2).
  • each element in the formula is the content in mass% of each element in the steel sheet, and elements not included are calculated as zero.
  • Ac 1 point 723-10.7Mn + 29.1Si + 16.9Cr
  • Ac 3 points 910-203C 0.5 + 44.7Si + 104V + 31.5Mo-30Mn-11Cr + 700P + 400Al + 400Ti (2)
  • the temperature may be raised at an arbitrary heating rate in the temperature raising stage shown in [1] of FIG.
  • the temperature is raised from room temperature to the heating temperature T1 at an average heating rate HR1 of 1 ° C./second or more and 20 ° C./second or less.
  • Step B After the heating, a step of cooling from a rapid cooling start temperature T2 of 650 ° C. or higher to a cooling stop temperature T3a of 300 to 500 ° C. at an average cooling rate of 30 ° C./second or more and less than 200 ° C./second]
  • Step B corresponds to [4] in FIG.
  • rapid cooling with an average cooling rate CR2 of 30 ° C./second or higher is performed.
  • excessive ferrite formation can be suppressed.
  • the average cooling rate CR2 is preferably 35 ° C./second or more, more preferably 40 ° C./second or more. However, if the average cooling rate CR2 is too high, excessive thermal distortion is likely to occur due to rapid cooling, so the average cooling rate CR2 is less than 200 ° C./second, preferably 100 ° C./second or less.
  • the rapid cooling with the average cooling rate CR2 of 30 ° C./second or more starts from the rapid cooling start temperature T2 of 650 ° C. or more. If the rapid cooling start temperature T2 is lower than 650 ° C., there is a problem that excessive growth of ferrite occurs before the rapid cooling starts, and a desired amount of ferrite cannot be secured.
  • the rapid cooling start temperature T2 is preferably 680 ° C. or higher, more preferably 700 ° C. or higher. Note that the upper limit of the rapid cooling start temperature T2 is not particularly limited, and may be the heating temperature T1 or less.
  • the cooling stop temperature T3a of 300 to 500 ° C. is the rapid cooling end temperature of the rapid cooling and is also the starting temperature of slow cooling in the following step C.
  • the temperature T3a is preferably 480 ° C. or lower, more preferably 460 ° C. or lower.
  • the temperature T3a is lower than 300 ° C., that is, when quenching is performed to a low temperature range, the carbon concentration region becomes small, and as a result, relatively coarse residual austenite having an equivalent circle diameter of 1.5 ⁇ m or more can be secured. However, deep drawability is reduced.
  • the temperature T3a is preferably 320 ° C. or higher, more preferably 340 ° C. or higher.
  • the average cooling rate CR1 from the heating temperature T1 to 650 ° C. shown in [3] of FIG. 1 is not particularly limited.
  • Examples of the average cooling rate CR1 include cooling at a relatively slow average cooling rate of 0.1 ° C./second or more and 10 ° C./second or less.
  • Step C Step of performing slow cooling at an average cooling rate of 0 ° C./second to 10 ° C./second in a temperature range of 300 to 500 ° C. after the rapid cooling for 10 seconds to less than 300 seconds]
  • Step C corresponds to [5] in FIG.
  • this slow cooling start temperature rapid cooling end temperature T3a to the slow cooling end temperature T3b shown in FIG. 1 are within a temperature range of 300 to 500 ° C., and the above T3a to T3b
  • the average cooling rate is 0 ° C./second or more and 10 ° C./second or less, and the time from T3a to T3b, that is, the slow cooling time t3 is 10 seconds or more and less than 300 seconds.
  • bainite is partially formed.
  • This bainite has a lower solid solubility limit of carbon than austenite, and therefore expels carbon beyond the solid solubility limit.
  • a carbon-enriched austenite region is formed around the bainite. This region becomes a relatively coarse retained austenite after cooling in step D and reheating in step E, which will be described later. The presence of this relatively coarse retained austenite can improve the deep drawability as described above.
  • the reason why the temperature range of the slow cooling is set to 300 to 500 ° C. is as follows. That is, when the slow cooling start temperature T3a is higher than 500 ° C., as described above, the carbon concentration region becomes too large, and not only the retained austenite but also the MA becomes coarse, so the hole expansion rate decreases.
  • the temperature T3a is preferably 480 ° C. or lower, more preferably 460 ° C. or lower.
  • the slow cooling end temperature T3b is lower than 300 ° C., the carbon-concentrated region becomes fine due to the progress of the bainite transformation at a low temperature, and a relatively coarse residual austenite cannot be secured sufficiently. Sex is reduced.
  • the temperature T3b is preferably 320 ° C. or higher, more preferably 340 ° C. or higher.
  • the slow cooling time t3 is 10 seconds or longer, preferably 30 seconds or longer, more preferably 50 seconds or longer.
  • the slow cooling time t3 is less than 300 seconds, preferably 200 seconds or less, more preferably 100 seconds or less, still more preferably 80 seconds or less, and still more preferably 60 seconds or less.
  • the average cooling rate of the slow cooling is larger than 10 ° C./second, sufficient bainite transformation does not occur, and as a result, a sufficient carbon enriched region is not formed, and the amount of relatively coarse retained austenite is insufficient.
  • the average cooling rate is preferably 8 ° C./second or less, more preferably 3 ° C./second or less.
  • the average cooling rate may be kept at 0 ° C./second, that is, at a constant temperature. Further, within the above temperature range, the cooling rate may be changed within the above range, or slow cooling and holding at a constant temperature may be combined.
  • Preferred conditions for slow cooling include slow cooling for 30 to 80 seconds at an average cooling rate of 0 ° C./second to 8 ° C./second within a temperature range of 320 to 480 ° C. More preferably, slow cooling is performed for 50 to 60 seconds at an average cooling rate of 0 ° C./second to 3 ° C./second within a temperature range of 340 to 460 ° C.
  • Patent Document 1 seems to perform reheating after supercooling without performing the above slow cooling.
  • the relatively coarse amount of retained austenite that is, the ratio of retained austenite having an equivalent circle diameter of 1.5 ⁇ m or more is low, and the deep drawability is inferior to that of the present invention.
  • Step D Step of cooling from the slow cooling end temperature T3b of 300 ° C. or higher to the cooling stop temperature T4 of 100 to 300 ° C. at an average cooling rate exceeding 10 ° C./second after the slow cooling
  • Step D corresponds to [6] in FIG.
  • a part of the above-described carbon enriched region is martensitic transformed.
  • the remaining carbon-enriched region that has not undergone martensitic transformation can be refined, and as a result, fine MA can be obtained.
  • the average cooling rate CR3 is 10 ° C./second or less, the carbon concentration region spreads more than necessary during cooling, and the MA becomes coarse, so the hole expansion rate decreases.
  • the average cooling rate CR3 is preferably 15 ° C./second or more, more preferably 20 ° C./second or more.
  • the slow cooling end temperature T3b is 500 ° C. or lower as described in the step C.
  • the cooling stop temperature T4 is controlled at the average cooling rate CR3 within a temperature range of 100 to 300 ° C., the amount of austenite remaining without transforming into martensite is adjusted, and the final retained austenite Control the amount.
  • this cooling stop temperature T4 is less than 100 ° C., the amount of retained austenite becomes insufficient. As a result, although TS increases, EL decreases and TS ⁇ EL balance is insufficient.
  • the cooling stop temperature T4 is preferably 120 ° C. or higher, more preferably 140 ° C. or higher.
  • the cooling stop temperature T4 is set to 300 ° C. or lower.
  • the cooling stop temperature T4 is preferably 280 ° C. or lower, more preferably 260 ° C. or lower.
  • One of the preferred embodiments is to set the slow cooling end temperature T3b as the cooling start temperature as shown in [6] in FIG.
  • the holding time t4 is preferably 1 to 600 seconds. This is because even if the holding time t4 is long, the characteristics are hardly affected, but if it exceeds 600 seconds, the productivity is lowered.
  • Step E Step of reheating to 300 to 500 ° C. reheating temperature T5
  • Step E corresponds to [9] in FIG.
  • a reheating temperature T5 of 300 to 500 ° C. and holding at the reheating temperature T5 carbon in martensite is discharged and carbon concentration in the surrounding austenite is increased. Is promoted, and austenite can be stabilized. Thereby, the amount of retained austenite finally obtained can be increased.
  • the reheating temperature T5 is set to 300 ° C. or higher, preferably 320 ° C. or higher, more preferably 340 ° C. or higher.
  • the reheating temperature T5 is higher than 500 ° C., carbon precipitates as cementite, and a sufficient amount of retained austenite cannot be obtained.
  • the reheating temperature T5 is set to 500 ° C. or lower, preferably 480 ° C. or lower, more preferably 460 ° C. or lower.
  • the reheating time t5 held at the reheating temperature T5 is not particularly limited, and may be, for example, 50 seconds or longer, further 70 seconds or longer, and further 90 seconds or longer.
  • the upper limit of the reheating time t5 is, for example, 1200 seconds or less, further 900 seconds or less, and further 600 seconds or less.
  • the average heating rate HR2 in the heating step from the above-described cooling stop temperature T4 to the reheating temperature T5 shown in [8] in FIG. 1 is not particularly limited. Further, the cooling after the reheating shown in [10] in FIG. 1 may be performed at an average cooling rate CR4 of 200 ° C. or lower, for example, to room temperature, preferably 2 to 20 ° C./second.
  • the hot-rolled steel sheet was pickled to remove the surface scale, and then cold-rolled to obtain a 1.4 mm cold-rolled steel sheet as an original sheet.
  • the original plate was heat-treated under the conditions shown in Table 2-1 and Table 2-2 to obtain a sample.
  • the average heating rate HR2 in the temperature raising process from the cooling stop temperature T4 to the reheating temperature T5 was set to 30 ° C./second except for No. 17.
  • the steel structure was evaluated and the characteristics were evaluated as follows.
  • Total area ratio of tempered martensite and bainite The total area ratio of tempered martensite and bainite is obtained by subtracting the above-described ferrite fraction from the entire steel structure; and the MA fraction determined by the following method, that is, the sum of residual austenite and as-quenched martensite. was determined by
  • the amount of retained austenite is calculated by obtaining the diffraction intensity ratio of ferrite, bainite, tempered martensite and martensite which are body-centered cubic lattices or body-centered tetragonal lattices; and austenite which is face-centered cubic lattices by X-ray diffraction. Can be obtained. In detail, it measured as follows. In other words, after polishing using a sandpaper of # 1000 to # 1500 to a thickness of 1/4, the surface is further electropolished to a depth of about 10 to 20 ⁇ m, and then an X-ray diffraction apparatus manufactured by Rigaku Corporation.
  • Measurement was performed using a two-dimensional microscopic X-ray diffractometer (RINT-RAPIDII). Specifically, a Co target was used, a Co—K ⁇ ray was used as the X-ray source, an output of about 40 kV-200 mA was output, and a range of 40 ° to 130 ° was measured at 2 ⁇ . From the obtained diffraction peaks (110), (200), (211) of bcc ( ⁇ ), and diffraction peaks (111), (200), (220), (311) of fcc ( ⁇ ), Quantitative measurement was performed.
  • RINT-RAPIDII two-dimensional microscopic X-ray diffractometer
  • the average equivalent circle diameter of retained austenite and the ratio of the retained austenite amount with an equivalent circle diameter of 1.5 ⁇ m or more to the total retained austenite amount are obtained by using the EBSD method, which is a crystal analysis method using SEM, as described above. Sought by creating. Specifically, the surface of the sample is electropolished, and at a quarter of the plate thickness, a total of 3 regions (the size of each region is 100 ⁇ m ⁇ 100 ⁇ m), one step: 180,000 points of EBSD measurement at 0.25 ⁇ m ( Temse Laboratories OIM system).
  • the residual austenite having an equivalent circle diameter of 1.5 ⁇ m or more occupies the total retained austenite. Got a proportion.
  • the ratio of the retained austenite having an equivalent circle diameter of 1.5 ⁇ m or more to the total retained austenite thus obtained is an area ratio, but is equivalent to a volume ratio.
  • LDR Deep drawability was evaluated by LDR.
  • LDR is obtained as follows. That is, in the cylindrical drawing, the diameter of the obtained cylinder is d, and the maximum diameter of a disk-shaped steel plate (blank) that can obtain a cylinder without being broken by one deep drawing is D. LDR is obtained from d / D.
  • a disk-shaped sample having a plate thickness of 1.4 mm and various diameters was subjected to cylindrical deep drawing with a die having a punch diameter of 50 mm, a punch angle radius of 6 mm, a die diameter of 55.2 mm, and a die angle radius of 8 mm.
  • the sample diameter (maximum diameter D) that was drawn without breaking was determined, and d / D was determined to be LDR. And it evaluated that the case where LDR was 2.05 or more was excellent in deep drawability.
  • No. 1, 2, 7, 11-16, 20, 22-27, and 34-40 all have the component composition defined in the embodiment of the present invention, and are manufactured under the defined conditions and have a desired steel structure.
  • the component composition defined in the embodiment of the present invention are manufactured under the defined conditions and have a desired steel structure.
  • high tensile strength and excellent deep drawability but also excellent strength-ductility balance, high yield ratio and excellent hole expandability, that is, high hole expansion ratio are exhibited.
  • examples other than the above do not satisfy the prescribed component composition or do not satisfy the prescribed production conditions, so that a desired steel structure cannot be obtained, and as a result, the result is inferior to at least one of the above characteristics. Details are shown below.
  • No. No. 17 is an example in which the steps [6] to [9] in FIG. 1 are not performed, and after the rapid cooling of [4] in FIG.
  • this example since cooling and reheating were not performed at an average cooling rate CR3, martensitic transformation did not occur, and MA and residual austenite became coarse. As a result, the hole expandability decreased.
  • this No. 17 Since No. 17 is significantly different from the structure defined in the embodiment of the present invention, the average equivalent circle diameter of retained austenite is coarse, but the deep drawability is ensured.
  • No. No. 18 is an example in which there is no residence step of [5] in FIG. In this case, retained austenite having an equivalent circle diameter of 1.5 ⁇ m or more could not be secured, and the deep drawability deteriorated.
  • No. No. 32 is an example in which the amount of Mn is insufficient, so the ferrite becomes excessive, and tempered martensite and bainite cannot be obtained sufficiently. As a result, TS and YR decreased.
  • Aspect 1 Ingredient composition is mass%, C: 0.15 to 0.35%, Total of Si and Al: 0.5 to 2.5% Mn: 1.0 to 4.0%, P: more than 0% and 0.05% or less, and S: more than 0% and 0.01% or less, with the balance consisting of Fe and inevitable impurities,
  • the steel structure is the ratio of the entire structure.
  • Aspect 2 The high strength steel plate according to aspect 1, wherein the C content in the component composition is 0.30% or less.
  • Aspect 3 The high-strength steel sheet according to aspect 1 or 2, wherein the Al content in the component composition is less than 0.10%.
  • Aspect 4 The high-strength steel sheet according to any one of aspects 1 to 3, further comprising, in mass%, one or more selected from the group consisting of Cu, Ni, Mo, Cr, and B in total exceeding 0% and 1.0% or less.
  • Aspect 5 The high-strength steel sheet according to any one of aspects 1 to 4, further comprising, in mass%, one or more selected from the group consisting of V, Nb, Ti, Zr, and Hf in total exceeding 0% and 0.2% or less.
  • Aspect 6 The high-strength steel sheet according to any one of aspects 1 to 5, further comprising, in mass%, one or more selected from the group consisting of Ca, Mg, and REM in total exceeding 0% and 0.01% or less.
  • step C of performing slow cooling at an average cooling rate of 0 ° C./second or more and 10 ° C./second or less in a temperature range of 300 to 500 ° C. for 10 seconds or more and less than 300 seconds after the rapid cooling
  • step D of cooling from a slow cooling end temperature T3b of 300 ° C. or higher to a cooling stop temperature T4 of 100 to 300 ° C. at an average cooling rate exceeding 10 ° C./second, and reheating at 300 to 500 ° C.
  • Process E for reheating to temperature T5
  • Aspect 8 The production method according to aspect 7, wherein the step C includes holding at a constant temperature in a temperature range of 300 to 500 ° C.

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Abstract

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である。

Description

高強度鋼板およびその製造方法
　本開示は、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。
　本発明の実施形態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実施形態に係る高強度鋼板は、
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０％超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％超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％超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実施形態に係る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。
　本発明の実施形態によれば、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、本発明の実施形態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、本発明の実施形態を完成させた。まずは、上記鋼組織について、以下に説明する。
　１．鋼組織
　以下に本発明の実施形態に係る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。本発明の実施形態では、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および／または降伏比が低下する。よって優れた穴広げ率λおよび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、本発明の実施形態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および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、本発明の実施形態で規定する成分組成および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。
　本発明の実施形態に係る高強度鋼板では、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、本発明の実施形態で規定する成分組成および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。
　本発明の実施形態では、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、本発明の実施形態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。また本発明の実施形態では、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］
　本発明の実施形態では、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。本発明の実施形態では上記「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。本発明の実施形態で規定する成分組成および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。
　本発明の実施形態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
　以下に本発明の実施形態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および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、資材および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。
　本発明の実施形態に係る高強度鋼板は、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０％超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％超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％超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および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実施形態に係る高強度鋼板は、ＴＳ、ＹＲ、ＴＳ×ＥＬ、λおよびＬＤＲが何れも高いレベルにある。本発明の実施形態に係る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
　本発明の実施形態に係る高強度鋼板は、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実施形態に係る鋼板の成分組成および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
　本発明の実施形態に係る高強度鋼板は、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実施形態に係る鋼板の成分組成および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
　本発明の実施形態に係る高強度鋼板は、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実施形態に係る鋼板の成分組成および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
　本発明の実施形態に係る高強度鋼板は、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実施形態に係る鋼板の成分組成および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
　本発明の実施形態では、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。本発明の実施形態に係る高強度鋼板は、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実施形態に係る鋼板の成分組成および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。
　本発明の実施形態に係る高強度鋼板は、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
　次に本発明の実施形態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、および更に冷延圧延して得られる冷延鋼板が挙げられるが、上記熱間圧延および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＝９１０－２０３Ｃ０．５＋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。
　本発明の実施形態では、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の実施形態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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　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および格子点数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の平均円相当直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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　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およびダイ角半径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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　上記表１～４から、次のことがわかる。Ｎｏ．１、２、７、１１～１６、２０、２２～２７、および３４～４０は、いずれも本発明の実施形態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＝徐冷却開始温度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、本発明の実施形態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、本発明の実施形態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。
　本明細書の開示内容は、以下の態様を含む。
態様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。
態様２：
　前記成分組成におけるＣ量が０．３０％以下である態様１に記載の高強度鋼板。
態様３：
　前記成分組成におけるＡｌ量が０．１０％未満である態様１または２に記載の高強度鋼板。
態様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０％超１．０％以下含む態様１～３のいずれかに記載の高強度鋼板。
態様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％超０．２％以下含む態様１～４のいずれかに記載の高強度鋼板。
態様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％超０．０１％以下含む態様１～５のいずれかに記載の高強度鋼板。
態様７：
　態様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、
　態様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。
態様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態様７に記載の製造方法。
　本出願は、出願日が２０１６年３月３１日である日本国特許出願、特願第２０１６－０７２７４０号、及び出願日が２０１６年１２月２７日である日本国特許出願、特願第２０１６－２５３９０２号を基礎出願とする優先権主張を伴う。特願第２０１６－０７２７４０号および特願第２０１６－２５３９０２号は参照することにより本明細書に取り込まれる。

Claims (6)

  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に記載の高強度鋼板。
  4. 　更に、質量％で、以下の（ａ）～（ｃ）のいずれか１つ以上を含有する請求項１に記載の高強度鋼板。
    （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０％超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％超０．２％以下
    （ｃ）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％超０．０１％以下
  5. 　請求項１～４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１～４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。
  6. 　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５に記載の製造方法。
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