JP4119758B2 - 加工性および形状凍結性に優れた高強度鋼板、並びにその製法 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、高強度鋼板に関し、より詳細には、５００〜１４００ＭＰａ級の高強度域及び超高強度域において、加工性と形状凍結性を兼ね備えた高強度鋼板およびその製法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
自動車や産業用機械等にプレス成形して使用される鋼板は、優れた強度と延性を兼ね備えていることが要求され、この様な要求特性は近年、益々高まっている。
【０００３】
ところが、鋼板の強度が高くなるに伴い、該鋼板を加工した後のスプリングバック（弾性回復）が大きくなり、形状凍結性が悪くなるという問題が生じる。形状凍結性の指標には引張試験における降伏応力（0.2％耐力）があり、降伏応力が低ければ形状凍結性は良好となる。高強度鋼板では最高強度が高いことが要求されるため、降伏応力と最高強度の比（即ち降伏比）は低いことが必要となる（例えば非特許文献１参照）。
【０００４】
一方、プレス成形時における加工性を良好なものとするには、鋼板の延性を高める必要があり、特に全伸びの向上が求められている。
【０００５】
こうした低降伏比と大きな全伸びを有した鋼板の提供を目指した技術として、例えば特許公報１には、冷延鋼板の成分組成を規定すると共に、鋼板の組織を残留オーステナイト、マルテンサイトおよびフェライトの複合組織とすることによって、冷延鋼板の強度、溶接性、延性、低降伏比および焼付け硬化性等の特性を良好にする技術が提案されている。しかしこの技術で得られる冷延鋼板は、35％程度の伸びを達成しているものの、その降伏比は55％程度であり、形状凍結性の更なる改善が望まれている。
【０００６】
【非特許文献１】
薄鋼板成形技術研究会編、“プレス成形難易ハンドブック”、日刊工業新聞社、1997年7月31日（第2版）p.178参照
【特許文献１】
特開平3-77743号公報（［特許請求の範囲］、表２、第８頁参照）
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、この様な状況に鑑みてなされたものであり、その目的は、500〜1400ＭＰａ級の高強度域及び超高強度域において、加工性（特に全伸び）と形状凍結性（特に低降伏比）に優れた高強度鋼板およびその鋼板を確実に製造できる方法を提供することにある。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
上記課題を解決することのできた本発明に係る加工性および形状凍結性に優れた高強度鋼板とは、質量％で、Ｃ：０．０６〜０．６％、Ｓｉ＋Ａｌ：０．５〜３％、Ｍｎ：０．５〜３％、Ｐ：０．１５％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０２％以下（０％を含む）を夫々含有すると共に、焼戻マルテンサイト：全組織に対して面積率で１５％以上、フェライト：全組織に対して面積率で５〜６０％、残留オーステナイト：全組織に対して体積率で５％以上、更にベイナイト及び／又はマルテンサイトを含有しても良い組織を有し、且つ、前記残留オーステナイトのうち、２％歪を加えることによりマルテンサイトへ変態する残留オーステナイトの割合が２０〜５０％である点に要旨を有する。
【０００９】
本発明では、更に質量％で、
（１）Ｍｏ：１％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：１％以下（０％を含まない）の少なくとも一種を含有するもの、
（２）Ｔｉ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｖ：０．１％以下（０％を含まない）の少なくとも一種を含有するもの、
（３）Ｃａ：０．００３％以下（０％を含まない）及び／又はＲＥＭ：０．００３％以下（０％を含まない）を含有する
もの、
は何れも好ましい態様である。
【００１０】
本発明に係る高強度鋼板を確実に製造できる方法とは、少なくとも熱延工程、第一の連続焼鈍工程、及び第二の連続焼鈍工程またはめっき工程を含み、前記第一の連続焼鈍工程は、Ａ1点以上Ａ3点以下の温度で１０〜３００秒加熱保持する工程；引き続きＡ3点超の温度で１０〜３００秒加熱保持する工程；及び３０℃／ｓｅｃ以上の平均冷却速度で、Ｍｓ点以下の温度まで冷却する工程を包含し、前記第二の連続焼鈍工程またはめっき工程は、Ａ1点以上Ａ3点以下の温度で１０〜６００秒加熱保持する工程；３℃／ｓｅｃ以上の平均冷却速度で、Ｍｓ点以上Ｂｓ点以下の温度まで冷却する工程；及び引き続きその温度域で１秒以上保持する工程を包含する点に要旨を有する。
【００１１】
本発明では、前記熱延工程の後、第一の連続焼鈍工程に先立って冷延工程を含むことも好ましい。
【００１２】
【発明の実施の形態】
本発明者らは、大きな全伸びと低降伏比を有する高強度鋼板を提供すべく、前記特許文献１に代表されるＴＲＩＰ鋼板［組織中に残留オーステナイト（γR）を生成させ、加工変形中に残留オーステナイトが誘起変態（歪み誘起変態：ＴＲＩＰ）して延性を向上させる鋼板］について、特に残留オーステナイトに着目して鋭意検討してきた。その結果、ＴＲＩＰ鋼板を熱延（必要に応じて冷延）した後、連続焼鈍して製造するに当たり、第一の連続焼鈍（先の連続焼鈍）を、「Ａ1点以上Ａ3点以下の温度（二相域）で所定時間加熱保持した後、Ａ3点超の温度（オーステナイト単相域）で所定時間加熱保持する」構成とし、第二の連続焼鈍（後の連続焼鈍）またはめっきを、「Ａ1点以上Ａ3点以下の温度（二相域）で所定時間加熱保持する」構成として熱処理することにより、これら両特性を備えた高強度鋼板［具体的には、母相組織が焼戻マルテンサイトとフェライトの混合組織で、第2相が残留オーステナイト組織であるＴＲＩＰ鋼板であって、前記残留オーステナイトのうち2％歪を加えることによりマルテンサイトへ変態する残留オーステナイト（以下、この様な残留オーステナイト（γR）を、γR中のＣ濃度（ＣγR）が低く不安定な残留オーステナイトと呼ぶ場合がある）の量が厳密に制御された鋼板］が得られることを見出し、本発明を完成した。以下、本発明鋼板の基本概念（基本思想）につき、本発明に到達した経緯を交えながら詳細に説明する。
【００１３】
まず、本発明における要求特性の一つである延性（特に全伸び）に関し、ＴＲＩＰ鋼板の組織のうち延性を支配しているのは一般に残留オーステナイトであると考えられており、更に延性を向上させる為には、ＣγRを高くする等して残留オーステナイトの安定度を高めることが有用であるといわれている。
【００１４】
一方、本発明における他の要求特性である形状凍結性（特に低降伏比）に関しては、変形の初期に存在するマルテンサイト、若しくは降伏点近傍でマルテンサイト変態する様な不安定な残留オーステナイトが支配しているといわれている。
【００１５】
しかしながら、従来のＴＲＩＰ鋼板は、延性の向上を重視する観点から、ＣγR濃度を高くして残留オーステナイトの安定度を高めるあまり、降伏比の低減に有用なマルテンサイト及び不安定な残留オーステナイトを極端に減らしているのが実情である。その結果、局部延性は非常に優れるものの、降伏比も高くなり、張り出し成形性に劣る等、形状凍結性の点で問題を抱えている。
【００１６】
そこで本発明者らは、優れた延性を確保しつつ降伏比も低くしたＴＲＩＰ鋼板を提供すべく、先に出願した新規ＴＲＩＰ鋼板［焼戻マルテンサイトとフェライトの混合組織を母相とし、第2相として微細な残留オーステナイトを有する高強度鋼板（特願2002-54606号）、以下、先願発明と呼ぶ］の組織をベースとして検討を重ねてきた。上記先願発明の如く独自の組織を備えた鋼板とすることにより、強度−延性バランスに極めて優れた高強度鋼板を提供することはできたが、延性向上を図るあまり、降伏比も若干高くなり（約60％）、依然として形状凍結性に劣るという問題があるからである。
【００１７】
その結果、上述した本発明独自の熱処理を採用すれば、ＣγR濃度のバラツキにより安定度の異なる残留オーステナイト（即ち2％歪を加えることによりマルテンサイトへ変態する残留オーステナイト）が所定量得られることを見出し、本発明を完成した。
【００１８】
本発明により、優れた伸びを維持しつつ、50％以下の低降伏比も兼ね備えた高強度鋼板が得られる理由は、所望の残留オーステナイトを生成させるべく、特に先願発明において、第一の連続焼鈍工程を改良したからである。
【００１９】
即ち、本発明も先願発明も共に、熱延（必要に応じて冷延）→第一の連続焼鈍→第二の連続焼鈍を経てＴＲＩＰ鋼板を製造する点で共通するが、先願発明では、第一の連続焼鈍工程を、二相域温度に加熱保持した後、直ちに冷却しているため、本発明の如く二相域温度に加熱保持した後、オーステナイト単相域まで温度を高めて冷却した場合に比べ、当該工程で生成するマルテンサイト（焼入マルテンサイト）中のＣ量は多くなると考えられる。その結果、先願発明によれば、Ｃ濃度が高く安定度の高いオーステナイト相が得られることになり、第二の連続焼鈍によって生成する残留オーステナイト中のＣ濃度（ＣγR）も高くなり、しかも当該残留オーステナイトはラス間に微細形態で存在する為、変形に対して安定となることから、結果的に残留オーステナイトからマルテンサイトに変態する不安定な残留オーステナイトが得られず、低降伏比を実現できなかったものと考えられる。
【００２０】
これに対し、本発明によれば、第一の連続焼鈍を行なうに当たり、まず、二相域温度に加熱した後、オーステナイト単相域まで温度を高めてから冷却しているので、先願発明の場合に比べてＣ含量の少ないオーステナイトが、ラスフェライト間に生成されることになる。しかも本願発明によれば、前記オーステナイト単相域での加熱時間が適切に制御（出来る限り短く）されているので、未溶解炭化物が核となってオーステナイトを生成するまでに時間差があるため、生成したオーステナイト中のＣ含量にバラツキを生じる。従って、鋼中にはＣ濃度が異なるオーステナイト相が生成されることになり、結果的に、当該第一の連続焼鈍によって生成する焼入れマルテンサイトも、Ｃ量のバラついたものが得られることになる。
【００２１】
更に本発明によれば、続く第二の連続焼鈍工程においても二相域で適切に熱処理しているので、最終的に生成する残留オーステナイトのＣ量（ＣγR）もバラつく傾向になると考えられる。その結果、ＣγRが低く不安定な残留オーステナイトが所定量得られることになり、この様な残留オーステナイトは、熱処理後若しくは歪みの初期にマルテンサイト変態し、フェライトとの周囲に可動転位密度が上昇する為、低降伏比（ＹＲ≦50％）を確保できるものと思料される。
【００２２】
以上、本発明鋼板を得る為の基本思想について説明した。以下、具体的に本発明を特徴付ける要件について、説明する。
【００２３】
まず、本発明の鋼板を特徴付ける組織について説明する。
【００２４】
本発明では、焼戻マルテンサイトとフェライトの混合組織を母相とし、前記焼戻マルテンサイトを全組織に対して面積率で15％以上、フェライトを全組織に対して面積率で5〜60％含有する必要がある。この様な範囲を規定した理由は、次の通りである。
【００２５】
焼戻マルテンサイト：全組織に対して面積率で 15 ％以上
本発明における「焼戻マルテンサイト」とは、転位密度が少なく軟質であり、しかもラス状を呈する組織を意味する。これに対し、「マルテンサイト」は、転位密度の多い硬質組織である点で、上記焼戻マルテンサイトとは相違し、両者は、例えば透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）観察などによって区別できる。なお、従来の残留オーステナイト鋼板は、転位密度の少ない軟質のブロック状フェライト組織を有する点で、上記焼戻マルテンサイトを母相とする本発明鋼板とはやはり相違する。
【００２６】
この様な特徴を有する焼戻マルテンサイトは、後述する如く、第一の連続焼鈍工程において、熱延した鋼板（または熱延後に冷延した鋼板）をＡ1点以上Ａ3点以下の温度で加熱保持した後、引き続いてＡ3点超の温度で加熱保持し、該温度から焼入れすることにより焼入マルテンサイトを生成し、第二の連続焼鈍工程またはめっき工程において、Ａ1点以上（約700℃以上）Ａ3点以下の温度で焼鈍する等して得られる。
【００２７】
上記焼戻マルテンサイトは、鋼板の全伸びを大きくすると共に、降伏比を低くするために必要であり、その含有率は、全組織に対して面積率で15％以上（好ましくは20％以上）であることが重要である。なお、焼戻マルテンサイトの含量は、後述する残留オーステナイトとのバランスによって定められるものであり、所望の特性を発揮し得る範囲で適切に制御すれば良いが、65％程度以下が好ましく、より好ましくは35％以下である。
【００２８】
フェライト：全組織に対して面積率で 5 〜 60 ％
本発明における「フェライト」とは、ポリゴナルフェライト、即ち、転位密度の少ないフェライトを意味し、このフェライトを含有することによって伸び特性（特に全伸び）を高めることができる。この様な効果を発揮させるには、フェライトを全組織に対して面積率で5％以上（好ましくは10％以上）含有することが必要である。但し、60％を超えると、要求される強度を確保するのが困難となるため、その上限は60％とする。より好ましくは50％以下とするのが望ましい。
【００２９】
なお、各組織（残留オーステナイトを除く）の面積率の算出手順は次の通りである。フェライトおよびマルテンサイトについては、レペラー腐食による光学顕微鏡観察を行い、ベイナイトについてはピクラール腐食による光学顕微鏡観察を行なって、写真から各組織の面積率を算出する。但し、レペラー腐食による光学顕微鏡観察では、マルテンサイトと残留オーステナイトの区別ができないので、本発明では、レペラー腐食による光学顕微鏡観察によって算出されたマルテンサイトと残留オーステナイトの合計面積率（面積％）から、後述する飽和磁化測定法によって測定された残留オーステナイト量（体積％）を引いた値を、マルテンサイト量（面積％）とする。
【００３０】
本発明では、残留オーステナイトを第2相とし、該残留オーステナイトを全組織に対して体積率で5％以上含有する必要がある。この様な範囲に限定した理由は、次の通りである。
【００３１】
残留オーステナイト（γ R ）：全組織に対して体積率で 5 ％以上
残留オーステナイトは全伸び、更には疲労特性の向上に有用であり、この様な作用を有効に発揮させるためには、全組織に対して体積率で5％（好ましくは7％以上）存在することが必要である。なお、残留オーステナイトの含量は、上記焼戻マルテンサイトやフェライトとのバランスによって定められるものであり、所望の特性を発揮し得る範囲で適切に制御すれば良いが、30％程度以下が好ましく、さらに好ましくは25％以下である。なお、残留オーステナイトの体積率を算出する方法は後述する。
【００３２】
本発明の鋼板は上記第2相組織として、残留オーステナイトの他に、本発明の作用を損なわない範囲で、更にベイナイト及び／又はマルテンサイトを有していても良い。この組織は本発明の製造過程で必然的に残存し得るからである。なお、その含量は特に限定されず少なければ少ないほど良いが、全組織に対して面積率で好ましくは5％以下、より好ましくは3％以下に制御することが推奨される。
【００３３】
本発明では、前記残留オーステナイトのうち2％歪を加えることによりマルテンサイトへ変態する残留オーステナイト（すなわちＣγRが低く不安定な残留オーステナイト）の割合が20〜50％であることが重要である。
【００３４】
2％歪を加えることによりマルテンサイトへ変態する残留オーステナイトの割合が、残留オーステナイト全体に対して20％未満しか存在しないときは、安定な残留オーステナイトの割合が80％以上と多くなってしまい、2％歪を加えても残留オーステナイトはマルテンサイトへ殆ど変態しない。その結果、当該変態による可動転位密度の向上は望めず、降伏比は依然として高いままとなる。ところが、前記割合が20％以上と残留オーステナイト全体に占める不安定な残留オーステナイト量が多くなれば、該不安定な残留オーステナイトは2％歪を加えることによりマルテンサイトへ容易に変態するので、母相であるフェライトとの界面での可動転位密度が高くなる。その結果、鋼板の低降伏比化を実現できるのである。しかし、前記割合が50％を超えると、不安定な残留オーステナイトが多くなり過ぎて延性向上に寄与する安定な残留オーステナイトの量が不足し、鋼板の高延性を実現できない。よって、前記割合は50％以下（好ましくは35％以下）とする必要がある。
【００３５】
以上の様に、本発明では残留オーステナイト全体のうち2％歪を加えることによりマルテンサイトへ変態する残留オーステナイトの割合が上記範囲内に制御されているので、安定な残留オーステナイトと不安定な残留オーステナイトの量のバランスが良好となる。その結果、安定な残留オーステナイトによる延性（特に全伸び）向上効果と不安定な残留オーステナイトによる低降伏比向上効果がバランス良く得られ、低降伏比と大きな全伸びを達成できるのである。
【００３６】
ここで、残留オーステナイト全体のうち2％歪を加えることによりマルテンサイトへ変態する残留オーステナイトの割合は、例えば本発明者らが先に提案した飽和磁化測定法で測定できる（特願2001-285750号参照）。以下、この飽和磁化測定法の測定原理および測定手順について説明する。
【００３７】
飽和磁化測定法は次の様な測定原理に基づくものである。すなわち、金属組織中のフェライト相やマルテンサイト相等の組織は室温にて強磁性を示すのに対し、オーステナイト相は常磁性である。従って、フェライト相やマルテンサイト相といった強磁性を示す組織のみからなる金属組織の単位体積当たりの飽和磁化量（Ｉｓ）を予め求めておき、オーステナイト相を含む試料の飽和磁化量（Ｉ）を測定することにより、オーステナイト（γ）相の割合を下記（1）式から求めることができる。図１に飽和磁化測定に用いる装置の一部分を概略的に示す。飽和磁化量は、電極石を用いて磁界を発生させ、電磁石間に磁化検出用の４πＩコイル1と磁界検出用のＨコイル3を装着し、４πＩコイル1中に棒状試料2を挿入して閉磁路を形成し、反磁界の影響をなくした状態で磁化曲線を測定して求める。なお図１中の4は導線である。
γ（体積％）＝（1−Ｉ／Ｉｓ）×100 ・・・（1）
【００３８】
次に、飽和磁化測定法の測定手順について説明する。
【００３９】
測定対象鋼種から4ｍｍ×30ｍｍの試験片を複数枚切り出し、これを重ね合わせて厚さ約4ｍｍの柱状試験片を作製する。該柱状試験片の飽和磁化量（Ｉ）および、この柱状試験片と実質的に同一成分であって残留オーステナイト量が体積率で0％である場合の飽和磁化量（Ｉｓ）を実測または計算により求め、下記（2）式により柱状試験片中の残留オーステナイト（以下、「全体γR」と称する場合がある）量を算出する。
全体γR（体積％）＝（1−Ｉ／Ｉｓ）×100 ・・・（2）
【００４０】
次に、測定対象鋼種で引張試験片を作製し、引張試験機にて2％歪ませた後、該引張試験片の平行部から柱状試験片（4ｍｍ×3ｍｍ×厚さ約4ｍｍ）を切り出す。この柱状試験片の飽和磁化量（Ｉｔ）および、前記飽和磁化量（Ｉｓ）から、下記（3）式により2％歪を加えた後の柱状試験片中の残留オーステナイト（以下、「2％歪後γR」と称する場合がある）量を算出する。
2％歪後γR（体積％）＝（1−Ｉｔ／Ｉｓ）×100 ・・・（3）
【００４１】
この様に算出された全体γRと2％歪後γRから、2％歪を加えることによりマルテンサイトへ変態する残留オーステナイト（以下、「変態γR」と称する場合がある）量を下記（4）式で算出できる。
変態γR（体積％）＝全体γR−2％歪後γR ・・・（4）
【００４２】
よって、残留オーステナイト全体（全体γR）のうち、2％歪を加えることによりマルテンサイトへ変態する残留オーステナイト（変態γR）の割合は、下記（5）式により算出できる。
【００４３】
【数１】
【００４４】
飽和磁化測定における印加磁化（Ｈm）は、398000〜796000Ａ／ｍ［5000〜10000エルステッド（Ｏｅ）］であることが好ましい。また飽和磁化量は、測定温度の変化に影響を受けやすいことから、室温で測定する場合には、例えば23℃±3℃の範囲内で行うことが好ましい。
【００４５】
2％歪を加えることによりマルテンサイトへ変態する残留オーステナイトは、後述する様に、第一の連続焼鈍工程において、Ａ1点以上Ａ3点以下の温度で加熱保持した後、引き続いてＡ3点超の温度で加熱保持することによって確実に生成させることができる。
【００４６】
次に、本発明鋼板を構成する基本成分について説明する。以下、化学成分の単位はすべて質量％である。
【００４７】
Ｃ： 0.06 〜 0.6 ％
Ｃは、高強度を確保し、且つ、残留オーステナイト量を確保するために必須の元素である。詳細には、オーステナイト相中に充分なＣ量を含み、室温でも所望のオーステナイト相を残留させるために重要な元素であり、全伸びを高めるのに有用である。この様な効果を得るには、Ｃを0.06％以上含有する必要がある。好ましくは0.10％以上である。但し、0.6％を超えて添加すると、その効果が飽和するのみならず、鋳造中への中心偏析などによる欠陥などが見られる。好ましくは0.25％以下にするのが良い。
【００４８】
Ｓｉ＋Ａｌ： 0.5 〜 3 ％
Ｓｉや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える元素である。また特にＳｉは、固溶強化元素としても有用である。この様な作用を有効に発揮させるためには、ＳｉやＡｌを合計で0.5％以上添加することが必要である。好ましくは0.7％以上、より好ましくは1％以上である。但し、上記元素を合計で、3％を超えて添加しても上記効果は飽和してしまい、経済的に無駄である他、多量に添加すると、熱間脆性を起こす為、その上限を3％とする。好ましくは2.5％以下、より好ましくは2％以下である。なお、ＳｉとＡｌは併用して用いても良いし、Ｓｉ単独またはＡｌ単独で用いても良い。
【００４９】
Ｍｎ： 0.5 〜 3 ％
Ｍｎは、オーステナイト相を安定化し、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。この様な作用を有効に発揮させるためには、0.5％以上添加することが必要である。好ましくは0.7％以上、より好ましくは1％以上である。但し、3％を超えて添加すると、鋳片割れが生じる等の悪影響が見られる。好ましくは2.5％以下、より好ましくは2％以下である。
【００５０】
Ｐ： 0.15 ％以下（ 0 ％を含まない）
Ｐは、所望の残留オーステナイトを確保するのに有効な元素である。この様な作用を有効に発揮させるためには、0.03％以上（より好ましくは0.05％以上）添加することが推奨される。但し、0.15％を超えて添加すると二次加工性が劣化する。より好ましくは0.1％以下である。
【００５１】
Ｓ： 0.02 ％以下（ 0 ％を含む）
Ｓは、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り、0.02％以下に抑制する必要がある。好ましくは0.015％以下である。
【００５２】
本発明の鋼は上記成分を基本的に含有し、残部は実質的に鉄及び不純物であるが、その他、本発明の作用を損なわない範囲で、以下の許容成分を添加することができる。
【００５３】
Ｍｏ： 1 ％以下（ 0 ％を含まない），Ｎｉ： 0.5 ％以下（ 0 ％を含まない），Ｃｕ： 0.5 ％以下（ 0 ％を含まない），Ｃｒ： 1 ％以下（ 0 ％を含まない）の少なくとも一種
これらの元素は、鋼の強化元素として有用であると共に、残留オーステナイトの安定化や所定量の確保に有効な元素である。この様な作用を有効に発揮させる為には、Ｍｏ：0.05％以上（より好ましくは0.1％以上）、Ｎｉ：0.05％以上（より好ましくは0.1％以上）、Ｃｕ：0.05％以上（より好ましくは0.1％以上）、Ｃｒ：0.05％以上（より好ましくは0.1％以上）を、夫々添加することが推奨される。但し、Ｍｏ及びＣｒは１％、Ｎｉ及びＣｕは0.5％を超えて添加しても上記効果が飽和してしまい、経済的に無駄である。より好ましくはＭｏ：0.8％以下、Ｎｉ：0.4％以下、Ｃｕ：0.4％以下、Ｃｒ：0.8％以下である。
【００５４】
Ｔｉ： 0.1 ％以下（ 0 ％を含まない），Ｎｂ： 0.1 ％以下（ 0 ％を含まない），Ｖ： 0.1 ％以下（ 0 ％を含まない）の少なくとも一種
これらの元素は、析出強化及び組織微細化効果があり、高強度化に有用な元素である。この様な作用を有効に発揮させるためには、Ｔｉ：0.01％以上（より好ましくは0.02％以上）、Ｎｂ：0.01％以上（より好ましくは0.02％以上）、Ｖ：0.01％以上（より好ましくは0.02％以上）を、夫々添加することが推奨される。但し、いずれの元素も0.1％を超えて添加すると上記効果が飽和してしまい、経済的に無駄である。より好ましくはＴｉ：0.08％以下、Ｎｂ：0.08％以下、Ｖ：0.08％以下である。
【００５５】
Ｃａ： 0.003 ％以下（ 0 ％を含まない）及び／又はＲＥＭ： 0.003 ％以下（ 0 ％を含まない）
Ｃａ及びＲＥＭ（希土類元素）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為には、夫々、0.0003％以上（より好ましくは0.0005％以上）添加することが推奨される。但し、0.003％を超えて添加しても上記効果が飽和してしまい、経済的に無駄である。より好ましくは0.0025％以下である。
【００５６】
次に、上記要件を満足する鋼板を確実に製造できる方法について説明する。
【００５７】
本発明の要件を満足する鋼板は、少なくとも熱延工程、第一の連続焼鈍工程および第二の連続焼鈍工程またはめっき工程を経て製造される。
【００５８】
但し、熱延工程の条件は特に限定されず、通常実施される条件を適宜選択して採用することができる。本発明の製法は、熱延工程により所望の組織を確保するものではなく、熱延後に実施する第一の連続焼鈍工程、および第二の連続焼鈍工程またはめっき工程を制御することにより所望の組織を得るところに特徴があるからである。
【００５９】
従って本発明の製法では、熱延工程の後、第一の連続焼鈍工程に先立って冷延工程を含むものであっても構わず、この冷延工程の条件も上記熱延工程と同じく特に限定されない。
【００６０】
具体的には、上記熱延工程としては、Ａr3点以上で熱延終了後、平均冷却速度約30℃／ｓｅｃで冷却し、約500〜600℃の温度で巻取る等の条件を採用することができる。また、冷延工程では、約30〜70％の冷延率の冷間圧延を施すことが推奨される。勿論、これに限定する趣旨では決してない。
【００６１】
次に、熱延工程（または熱延工程後の冷延工程）で得られた鋼板を、第一の連続焼鈍工程、および第二の連続焼鈍工程またはめっき工程で熱処理する。
【００６２】
このうち第一の連続焼鈍（先の連続焼鈍）は、Ａ1点以上Ａ3点以下の温度で10〜300秒加熱保持する工程；引き続きＡ3点超の温度で10〜300秒加熱保持する工程；及び30℃／ｓｅｃ以上の平均冷却速度で、Ｍｓ点以下の温度まで冷却する工程を包含する。これらの条件は、所望の母相組織（Ｃ含量のバラつきのある焼入マルテンサイト）を得るために設定されたものであり、この工程の説明図を図２に示す。
【００６３】
第二の連続焼鈍（後の連続焼鈍）またはめっきは、Ａ1点以上Ａ3点以下の温度で10〜600秒加熱保持する工程；3℃／ｓｅｃ以上の平均冷却速度で、Ｍｓ点以上Ｂｓ点以下の温度まで冷却する工程；及び該温度域で1秒以上保持する工程を包含する。これらの条件は、前記第一の連続焼鈍工程で生成した母相組織（焼入マルテンサイト）を焼戻して所望の焼戻マルテンサイトを得ると共に、ＣγRが低く不安定な残留オーステナイトとＣγRが高く安定な残留オーステナイトの割合が適切に制御された第2相を得るために設定されたものである。この工程の説明図を図３に示す。
【００６４】
以下、前記図２および図３を参酌しつつ、第一の連続焼鈍工程、および第二の連続焼鈍工程またはめっき工程について説明する。
【００６５】
第一の連続焼鈍工程
上記熱延工程（または熱延工程後の冷延工程）で得られた鋼板を、Ａ1点以上Ａ3点以下の温度（図２中、Ｔ１）に加熱して均熱処理する（好ましくは1300℃以下）。均熱処理することによってフェライトを一部生成させて［フェライト＋オーステナイト］の2相組織とする。
【００６６】
Ａ1点以上Ａ3点以下の温度で加熱保持する時間（図２中、ｔ１）は、Ｃ含量の異なるオーステナイトを生成させるために極めて重要であり、10〜300秒とする必要がある。保持時間が10秒未満では、所望量のオーステナイトが生成しない。好ましくは30秒以上保持することが望ましい。しかし加熱保持時間が300秒を超えて長くなると、未溶解炭化物を核とするオーステナイト相の生成が進行してしまい、これをＡ3点超の温度に加熱保持してもオーステナイト中のＣ含量のバラツキが小さくなると考えられる。この様な観点から保持時間は300秒以下にする必要があり、好ましくは120秒以下にするのが望ましい。
【００６７】
次に、上記2相組織とした鋼板を、引き続きＡ3点超の温度（図２中、Ｔ２）に加熱し、フェライトをオーステナイト化する。Ａ1点以上Ａ3点以下の温度で均熱処理した鋼板を、さらにＡ3点超に加熱するのは、前記フェライトをオーステナイト化することによって、上記Ａ1点以上Ａ3点以下の温度域で生成したオーステナイトよりも、Ｃ含量の少ないオーステナイトを生成させるためである。即ちＡ1点以上Ａ3点以下の温度域では、フェライトとオーステナイトの2相が生成するが、フェライトに含まれるＣ量は鋼中のＣ量よりも少ないので、過剰なＣはオーステナイト中へ拡散する。その結果、当該温度域で生成するオーステナイト中のＣ含量は、鋼中に含まれるＣ量よりも多くなる。これに対し、Ａ3点超の温度域ではオーステナイトのみが生成するので、該温度域で生成するオーステナイト中のＣ含量は、鋼中に含まれるＣ量とほぼ等しくなる。
【００６８】
従って、Ａ1点以上Ａ3点以下の温度域で生成するオーステナイトよりも、Ａ1点以上Ａ3点以下の温度域で生成したフェライトをオーステナイト化したものの方がＣ含量は少なくなる。しかも本発明では、その後のＡ3点超の温度域における加熱保持時間が適切に制御されているので、Ａ3点超の温度では、Ｃ含量の異なるオーステナイトが存在することとなり、このオーステナイトを冷却することによって、Ｃ含量の異なる焼入マルテンサイトを生成できる。そして、この焼入マルテンサイトを後述する第二の連続焼鈍工程またはめっき工程において熱処理することで、最終的に得られる残留オーステナイトのＣ含量にバラツキが生じ、低降伏比化を達成できるのである。
【００６９】
ここで、Ａ1点以上Ａ3点以下の温度域で加熱保持した鋼板を、Ａ3点超の温度で所定時間再加熱保持することによって、オーステナイト中のＣ含量にバラつきが生じる理由は、フェライトとオーステナイトの2相域（Ａ1点以上Ａ3点以下）では、オーステナイトはラスフェライト間に生成するのに対し、オーステナイト単相域（Ａ3点超）では、未溶解炭化物が核となり、この核を中心にオーステナイト相が生成する。このためフェライトとオーステナイトの2相域と、オーステナイト単相域では、オーステナイトが生成するまでの時間に差が生じることとなり、この時間差が生成するオーステナイト中のＣ含量にバラつきをもたらすと考えられる。
【００７０】
なお、従来の鋼板では、熱延した鋼板（または熱延後に冷延した鋼板）をＡ1点以上Ａ3点以下の温度またはＡ3点以上の温度に加熱保持された後、冷却されるが、この様に、Ａ1点以上Ａ3点以下の温度またはＡ3点以上の温度のみで加熱保持したとしても、オーステナイト中のＣ含量にバラつきは生じない。従って、この様な製造条件では、本発明で規定する要件を満足する組織は得られないと考えられる。
【００７１】
Ａ3点超の温度域で加熱保持する時間は、Ｃ含量の異なるオーステナイトを生成させるために極めて重要であり、10〜300秒とする必要がある。保持時間が10秒未満では、Ａ1点以上Ａ3点以下の温度域で生成したフェライトがオーステナイト化しない。好ましくは30秒以上、より好ましくは60秒以上保持することが望ましい。しかし加熱保持時間が300秒を超えて長くなると、Ｃの拡散が生じ、オーステナイト間でＣの均一拡散が進んでＣ含量が平均化してしまうため所望の効果を得ることができない。この様な観点から保持時間は300秒以下にする必要があり、好ましくは180秒以下、より好ましくは120秒以下にするのが望ましい。
【００７２】
次に、Ａ3点以上の温度で所定時間加熱保持した鋼板は、30℃／ｓｅｃ以上の平均冷却速度（図２中、ＣＲ１）で、Ｍｓ点以下の温度（図２中、Ｔ３）まで冷却する。この冷却によってパーライト変態を避けながら、焼入マルテンサイトを得ることができる。このとき得られる焼入マルテンサイトは、Ｃ含量が不均一になっていると考えられる。オーステナイトから焼入マルテンサイトへの変態は、Ｃの拡散を伴わないので、Ｃ含量の不均一なオーステナイトを冷却することによって得られる焼入マルテンサイト中のＣ含量は、オーステナイト中のＣ含量とほぼ等しくなるからである。
【００７３】
上記平均冷却速度は、フェライトの生成のみならず、最終的に得られる残留オーステナイトの形態にも影響を与え、平均冷却速度が大きければ（好ましくは50℃／ｓｅｃ以上）、ラス状を呈することとなり一層好ましい。尚、平均冷却速度の上限は特に限定されず、大きければ大きい程良いが、実操業レベルとの関係で、適切に制御することが推奨される。
【００７４】
Ｍｓ点は、次に示す計算式から算出できる。
Ｍｓ＝561−474×［Ｃ］−33×［Ｍｎ］−17×［Ｎｉ］−17×［Ｃｒ］−21×［Ｍｏ］
式中、［ ］は各元素の質量％である。
【００７５】
第二の連続焼鈍工程またはめっき工程
上記第一の連続焼鈍工程で得られた鋼板は、Ａ1点以上Ａ3点以下の温度（図３中、Ｔ４）で10〜600秒（図３中、ｔ４）均熱することにより、所望の組織（焼戻マルテンサイト）を生成させる（2相域焼鈍）。この様な温度範囲で焼鈍する理由は、上記温度（Ａ3点の温度）を超えると、第一の連続焼鈍工程で得られた焼入マルテンサイトがオーステナイト化してしまい、一方、上記温度（Ａ1点の温度）を下回ると、所望の残留オーステナイトが得られないからである。更に、上記加熱保持時間（ｔ４）の制御は、所望の組織を得るために特に重要である。10秒未満では焼戻が不足し、所望の母相組織（焼戻マルテンサイト）が得られないからである。好ましくは20秒以上、より好ましくは30秒以上である。しかし、加熱保持時間が600秒を超えると、焼戻マルテンサイトの特徴であるラス状組織が維持できなくなり、機械的特性が劣化する。好ましくは500秒以下、より好ましくは400秒以下である。
【００７６】
次いで、平均冷却速度（図３中、ＣＲ２）を、3℃／ｓｅｃ以上（好ましくは5℃／ｓｅｃ以上）に制御し、パーライト変態を避けながら、Ｍｓ点以上Ｂｓ点以下の温度（ベイナイト変態：図３中、Ｔ５）まで冷却し、引き続きこの温度域で1秒以上（好ましくは5秒以上：図３中、ｔ５）保持する（オーステンパ処理）。これにより、残留オーステナイトへのＣ濃縮を、多量に且つ極めて短時間に得ることができる。
【００７７】
ここで、平均冷却速度が上記範囲を下回ると、所望の組織が得られず、パーライト等が生成する。尚、その上限は特に規定されず、大きければ大きい程良いが、実操業レベルとの関係で、適切に制御することが推奨される。
【００７８】
上記工程のうち、特にオーステンパ処理温度（Ｔ５）は、所望の組織を確保して本発明の作用を発揮させるのに重要である。上記温度範囲（Ｍｓ点以上Ｂｓ点以下）に制御すれば、多量の残留オーステナイトが得られ、これにより、残留オーステナイトによるＴＲＩＰ効果が発揮される。これに対し、Ｍｓ点未満ではマルテンサイト相が存在し、一方、Ｂｓ点を超えるとベイナイト相が多量に増加する。
【００７９】
上記保持時間（ｔ５）の上限は特に限定されないが、オーステナイトがベイナイトに変態する時間を考慮すると、好ましくは3000秒以下、より好ましくは2000秒以下に制御することが推奨される。
【００８０】
ここで、Ｂｓ点は次に示す計算式から算出できる。
Ｂｓ＝830−270×［Ｃ］−90×［Ｍｎ］−37×［Ｎｉ］−70×［Ｃｒ］−80×［Ｍｏ］
式中、［ ］は各元素の質量％である。
【００８１】
本発明におけるめっき条件は特に限定されず、公知のものを採用すれば良い。なお、合金化処理条件も公知のものを採用すれば良く、例えば550℃×60ｓｅｃ程度で行なえば良い。この温度域では、γ相はセメンタイトへ分解するが、この程度の時間であれば本発明の効果を損なわないことを本発明者らは確認している。
【００８２】
以上の様に、熱延工程、（必要に応じて冷延工程）、第一の連続焼鈍工程、および第二の連続焼鈍工程またはめっき工程を経て製造される鋼板は、本発明の要件を満足する組織を有しており、特に残留オーステナイトのＣ含量にはバラつきが生じている。従って、相対的にＣ含量の低い不安定な残留オーステナイトは、歪を加えることによって容易にマルテンサイトへ変態し、フェライトとの間における可動転位密度を高めることができ、低降伏比化（具体的には50％以下）を達成できる。また、相対的にＣ含量の高い安定な残留オーステナイトは、歪を加えても殆ど変態せず、さらに該残留オーステナイトはラス間に存在して微細のため、変形に対して安定であり、延性（特に全伸び）を高めることがでる。
【００８３】
よって、本発明の高強度鋼板は、加工性および形状凍結性に優れているので、例えば自動車や産業用機械等にプレス成形して使用される鋼板として好適に用いることができる。
【００８４】
【実施例】
以下、本発明を実施例によって更に詳細に説明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更し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含まれる。
【００８５】
実施例１：成分組成の検討
本実施例では、成分組成を変化させた場合における機械的特性の影響について調べた。具体的には、表１に記載の成分組成からなる供試鋼（表中の単位は質量％）を転炉溶製し、実験用スラブを得、各スラブを1200℃で30分間加熱した後、仕上温度（ＦＤＴ）を850℃として熱延し、次いで30℃／ｓｅｃの平均冷却速度で巻取り温度（ＣＴ）600℃まで冷却して、板厚2.5ｍｍの熱延鋼板を得た。
【００８６】
得られた熱延鋼板をそのまま又は酸洗後に常法に従って冷延し、板厚1.2ｍｍの冷延鋼板を得た。
【００８７】
得られた冷延鋼板を、前記図２および図３に示したパターンで処理した。具体的には、図２に示す第一の連続焼鈍工程については、Ｔ１：850℃、ｔ１：60秒、Ｔ２：930℃、ｔ２：60秒、ＣＲ１：50℃／ｓｅｃ、Ｔ３：室温、であり、図３に示す第二の連続焼鈍工程については、Ｔ４：850℃、ｔ４：120秒、ＣＲ２：25℃／ｓｅｃ、Ｔ５：420℃、ｔ５：120秒である。これらの製造条件は本発明の要件を満足している。
【００８８】
なお、本実施例では、第一の連続焼鈍の後、さらに第二の連続焼鈍を行なった場合について示したが、本発明はこれに限定されるものではなく、第二の連続焼鈍の代わりに上記パターンでめっきを行なっても構わない。
【００８９】
第一の連続焼鈍工程および第二の連続焼鈍工程を経て得られた鋼板について、各組織の存在率を次に示す様に測定した。まず、鋼板をレペラー腐食し、透過型電子顕微鏡観察（倍率：15000倍）により組織を同定した後、光学顕微鏡観察（倍率：1000倍）により顕微鏡写真から組織の面積率を測定した。各組織の面積率を表２に示す。
【００９０】
また、上記得られた鋼板について、残留オーステナイト全体のうち、2％歪を加えることによりマルテンサイトへ変態する残留オーステナイトの割合を、前掲した飽和磁化測定法で測定した。測定時における印加磁化（Ｈｍ）は398000Ａ／ｍ［5000エルステッド（Ｏｅ）］、測定温度は23℃である。表２に、残留オーステナイト量（全体γR）および2％歪を加えることによりマルテンサイトへ変態する残留オーステナイト（変態γR）量を示すと共に、残留オーステナイト全体のうち2％歪を加えることによりマルテンサイトへ変態する残留オーステナイトの割合を夫々示す。
【００９１】
次に、第一の連続焼鈍工程および第二の連続焼鈍工程を経て得られた鋼板からＪＩＳ 5号試験片を作製し、引張試験によって引張強度（ＴＳ）、伸び（全伸びのこと：Ｅｌ）、及び降伏強度（ＹＰ）を測定した。測定されたＹＰとＴＳから降伏比（ＹＲ）を算出した。算出結果を表２に示す。なお、引張試験の歪速度は1ｍｍ／秒とした。また、Ｅｌは35％以上を合格、ＹＲは50％以下を合格とする。
【００９２】
【表１】
【００９３】
【表２】
【００９４】
これらの結果より、以下の様に考察できる。なお、以下No.は、全て表２中の実験No.を意味する。
【００９５】
No.2〜4、No.7〜15は、いずれも本発明で規定する成分を満足する例であり、良好な全伸び（Ｅｌ）と低降伏比（ＹＲ）を有する高強度鋼板が得られた。従って、この高強度鋼板は加工性および形状凍結性に優れている。
【００９６】
これに対し、本発明で規定する成分のいずれかを満足しない下記例は、夫々以下の不具合を有している。
【００９７】
No.1は、Ｃ含量が少ない例であり、所望の残留オーステナイトが得られないためＥｌ（全伸び）が低い。
【００９８】
No.5は、（Ｓｉ＋Ａｌ）の合計含量が少ない例であり、所望の残留オーステナイトが得られないためＥｌ（全伸び）が低い。
【００９９】
No.6は、Ｍｎ含量が少ない例であり、所望の残留オーステナイトが得られないためＥｌ（全伸び）が低い。
【０１００】
実施例２：製造条件の検討
本実施例では、前記表１の鋼No.4の実験用スラブを用い、1150℃で30分間の均質化焼鈍を行なったうえで仕上げ温度850℃の熱延して板厚3.2ｍｍとした後、冷延して板厚1.2ｍｍの冷延鋼板を得た。
【０１０１】
得られた冷延鋼板を、前記図２および図３に示したパターンで処理した。具体的な条件を表３に示す。
【０１０２】
第一の連続焼鈍工程、および第二の連続焼鈍工程またはめっき工程を経て得られた鋼板について、上記実施例１と同様に、各組織の存在率および残留オーステナイト全体のうち2％歪を加えることによりマルテンサイトへ変態する残留オーステナイトの割合を測定し、結果を表４に示す。また、上記実施例１と同様に引張試験を行い、引張強度（ＴＳ）、伸び（全伸びのこと：Ｅｌ）、及び降伏強度（0.2％耐力のこと：ＹＰ）を測定すると共に、降伏比（ＹＲ）を算出し、これらの結果を表４に示す。
【０１０３】
【表３】
【０１０４】
【表４】
【０１０５】
これらの結果より、以下の様に考察できる。なお、以下No.は、全て表４中の実験No.を意味する。
【０１０６】
No.16およびNo.31は、いずれも本発明で規定する製造条件を満足する例であり、鋼の組成も本発明の要件を満足しているので、良好な全伸び（Ｅｌ）と低降伏比（ＹＲ）を有する高強度鋼板が得られた。従って、この高強度鋼板は加工性および形状凍結性に優れている。
【０１０７】
これに対し、本発明で規定する製造条件のいずれかを満足しない下記例は、夫々以下の不具合を有している。
【０１０８】
No.17は、第一の連続焼鈍工程におけるＡ3点超の温度での加熱保持時間（ｔ２）が長過ぎるため、Ｃの均一拡散が進行してオーステナイト中のＣ含量が均一となる。従って、最終的に得られる残留オーステナイト中のＣ含量も均一となるので、安定な残留オーステナイトの割合が多くなり、残留オーステナイトのうち2％歪を加えることによりマルテンサイトへ変態する残留オーステナイトの割合が本発明の範囲を下回り、降伏比が高くなる。
【０１０９】
No.18は、第一の連続焼鈍工程におけるＡ3点超の温度での加熱保持時間（ｔ２）が短過ぎるため、Ａ1点以上Ａ3点以下の温度で生成したフェライトがオーステナイト化しない。よって、焼入マルテンサイトの量が少なくなり、最終的に得られる焼戻マルテンサイト量が少なくなるため、全伸びが低くなると共に、降伏比が高くなる。
【０１１０】
No.19は、第一の連続焼鈍工程におけるＡ1点以上Ａ3点以下の温度を下回る範囲で加熱保持しているため、焼入マルテンサイト中のＣ含量が均一となっていると考えられ、最終的に得られる残留オーステナイト中のＣ含量が均一となる。そのため、残留オーステナイトのうち2％歪を加えることによりマルテンサイトへ変態する残留オーステナイトの割合が本発明の範囲を下回り、降伏比が高くなる。
【０１１１】
No.20は、第一の連続焼鈍工程におけるＡ1点以上Ａ3点以下の温度で加熱保持せず、Ａ3点超の温度でのみ加熱保持した例である。従って、Ｃの均一拡散が進行してオーステナイト中のＣ含量が均一となり、最終的に得られる残留オーステナイト中のＣ含量が均一となる。よって、残留オーステナイトのうち2％歪を加えることによりマルテンサイトへ変態する残留オーステナイトの割合が本発明の範囲を下回り、降伏比が高くなる。
【０１１２】
No.21は、先願発明の方法を模した例であり、第一の連続焼鈍工程におけるＡ1点以上Ａ3点以下の温度でのみ加熱保持しており、Ａ3点超の温度で加熱保持していない。従って、焼入マルテンサイトが少なくなるので、最終的に得られる焼戻マルテンサイトも少なくなる。また、残留オーステナイト中のＣ含量が均一となるため、残留オーステナイトのうち2％歪を加えることによりマルテンサイトへ変態する残留オーステナイトの割合が本発明の範囲を下回るため、降伏比が高くなる。
【０１１３】
No.22は、第一の連続焼鈍工程におけるＡ3点超の温度からの平均冷却速度（ＣＲ１）が小さいため、パーライトが生成し、最終的に得られる焼戻マルテンサイトの量が少なくなる。従って、Ｅｌ（全伸び）が低く、且つ、降伏比も高い。
【０１１４】
No.23は、第一の連続焼鈍工程における冷却後の温度（Ｔ３）がＭｓ点を超えているので、最終的に焼戻ベイナイトが生成する。よって、焼戻マルテンサイトが生成せず、降伏比が高くなる。
【０１１５】
No.24は、第二の連続焼鈍工程における加熱保持温度（Ｔ４）がＡ3点よりも高いため、最終的にベイナイトが多く生成し、焼戻しマルテンサイトが少なくなる。従って、延びが低くなる。
【０１１６】
No.25は、第二の連続焼鈍工程におけるＡ1点以上Ａ3点以下の温度（Ｔ４）での加熱保持時間（ｔ４）が長過ぎるため、フェライトが多く生成し、焼戻マルテンサイト量が少なくなる。そのためＥｌ（全伸び）が低くなる。また、残留オーステナイトのうち2％歪を加えることによりマルテンサイトへ変態する残留オーステナイトの割合が、本発明の要件を下回るので、降伏比が高くなる。
【０１１７】
No.26は、第二の連続焼鈍工程におけるＡ1点以上Ａ3点以下の温度（Ｔ４）での加熱保持時間（ｔ４）が短過ぎるため、オーステナイトの生成量が少なく、残留オーステナイトが少なくなる。従って、Ｅｌ（全伸び）が低くなる。また、加熱保持時間（ｔ４）が短いので、試料全体の温度が850℃に達せず、フェライトの生成量が多くなる。
【０１１８】
No.27は、第二の連続焼鈍工程におけるＡ1点以上Ａ3点以下の温度からの平均冷却速度（ＣＲ２）が小さいため、パーライトが多く生成する。従って、最終的に得られる焼戻マルテンサイトの量が少なくなり、Ｅｌ（全伸び）が低く、且つ、降伏比が高くなる。
【０１１９】
No.28は、第二の連続焼鈍工程における冷却後の温度（Ｔ５）が高過ぎるため、パーライトが多く生成する。従って、最終的に得られる焼戻マルテンサイトの量が少なくなり、Ｅｌ（全伸び）が低く、且つ、降伏比が高くなる。
【０１２０】
No.29は、第二の連続焼鈍工程における冷却後の温度（Ｔ５）が低過ぎるため、最終的に得られる残留オーステナイト量が1％と非常に少なく、Ｅｌ（全伸び）が低くなる。また、残留オーステナイトのうち2％歪を加えることによりマルテンサイトへ変態する残留オーステナイトは少ないので、降伏比が高くなる。
【０１２１】
No.30は、第二の連続焼鈍工程におけるＡ1点以上Ａ3点以下の温度（Ｔ４）で加熱保持した後、この温度域からＭｓ点未満の温度まで急冷しているので、不安定な残留オーステナイトが多く、残留オーステナイトのうち2％歪を加えることによりマルテンサイトへ変態する残留オーステナイトの割合が大きくなるので、破断し易くなり、Ｅｌ（全伸び）が低く、且つ、降伏比が高くなる。
【０１２２】
No.32は、第一の連続焼鈍工程におけるＡ1点以上Ａ3点以下の温度（Ｔ１）での加熱保持時間（ｔ１）が長過ぎるため、未溶解炭化物を核とするオーステナイト相の生成が進行してしまい、これをＡ3点超の温度に加熱してもオーステナイト中のＣ含量のバラツキが小さくなると考えられる。従って、最終的に得られる残留オーステナイト中のＣ含量も均一となるので、安定な残留オーステナイトの割合が多くなり、残留オーステナイトのうち2％歪を加えることによりマルテンサイトへ変態する残留オーステナイトの割合が本発明の範囲を下回り、降伏比が高くなる。
【０１２３】
【発明の効果】
本発明によれば、500〜1400ＭＰａ級の高強度及び超高強度鋼板であっても、全伸びが35％以上で、且つ、降伏比が50％以下の加工性および形状凍結性に優れた高強度鋼板およびその鋼板を確実に製造できる方法を提供できた。
【図面の簡単な説明】
【図１】 飽和磁化測定に用いる装置の一部分を示す概略説明図である。
【図２】 第一の連続焼鈍工程を説明した図である。
【図３】 第二の連続焼鈍工程またはめっき工程を説明した図である。
【符号の説明】
１ 磁化検出用の４πＩコイル
２ 棒状試料
３ 磁界検出用のＨコイル
４ 導線
【発明の属する技術分野】
本発明は、高強度鋼板に関し、より詳細には、５００〜１４００ＭＰａ級の高強度域及び超高強度域において、加工性と形状凍結性を兼ね備えた高強度鋼板およびその製法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
自動車や産業用機械等にプレス成形して使用される鋼板は、優れた強度と延性を兼ね備えていることが要求され、この様な要求特性は近年、益々高まっている。
【０００３】
ところが、鋼板の強度が高くなるに伴い、該鋼板を加工した後のスプリングバック（弾性回復）が大きくなり、形状凍結性が悪くなるという問題が生じる。形状凍結性の指標には引張試験における降伏応力（0.2％耐力）があり、降伏応力が低ければ形状凍結性は良好となる。高強度鋼板では最高強度が高いことが要求されるため、降伏応力と最高強度の比（即ち降伏比）は低いことが必要となる（例えば非特許文献１参照）。
【０００４】
一方、プレス成形時における加工性を良好なものとするには、鋼板の延性を高める必要があり、特に全伸びの向上が求められている。
【０００５】
こうした低降伏比と大きな全伸びを有した鋼板の提供を目指した技術として、例えば特許公報１には、冷延鋼板の成分組成を規定すると共に、鋼板の組織を残留オーステナイト、マルテンサイトおよびフェライトの複合組織とすることによって、冷延鋼板の強度、溶接性、延性、低降伏比および焼付け硬化性等の特性を良好にする技術が提案されている。しかしこの技術で得られる冷延鋼板は、35％程度の伸びを達成しているものの、その降伏比は55％程度であり、形状凍結性の更なる改善が望まれている。
【０００６】
【非特許文献１】
薄鋼板成形技術研究会編、“プレス成形難易ハンドブック”、日刊工業新聞社、1997年7月31日（第2版）p.178参照
【特許文献１】
特開平3-77743号公報（［特許請求の範囲］、表２、第８頁参照）
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、この様な状況に鑑みてなされたものであり、その目的は、500〜1400ＭＰａ級の高強度域及び超高強度域において、加工性（特に全伸び）と形状凍結性（特に低降伏比）に優れた高強度鋼板およびその鋼板を確実に製造できる方法を提供することにある。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
上記課題を解決することのできた本発明に係る加工性および形状凍結性に優れた高強度鋼板とは、質量％で、Ｃ：０．０６〜０．６％、Ｓｉ＋Ａｌ：０．５〜３％、Ｍｎ：０．５〜３％、Ｐ：０．１５％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０２％以下（０％を含む）を夫々含有すると共に、焼戻マルテンサイト：全組織に対して面積率で１５％以上、フェライト：全組織に対して面積率で５〜６０％、残留オーステナイト：全組織に対して体積率で５％以上、更にベイナイト及び／又はマルテンサイトを含有しても良い組織を有し、且つ、前記残留オーステナイトのうち、２％歪を加えることによりマルテンサイトへ変態する残留オーステナイトの割合が２０〜５０％である点に要旨を有する。
【０００９】
本発明では、更に質量％で、
（１）Ｍｏ：１％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：１％以下（０％を含まない）の少なくとも一種を含有するもの、
（２）Ｔｉ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｖ：０．１％以下（０％を含まない）の少なくとも一種を含有するもの、
（３）Ｃａ：０．００３％以下（０％を含まない）及び／又はＲＥＭ：０．００３％以下（０％を含まない）を含有する
もの、
は何れも好ましい態様である。
【００１０】
本発明に係る高強度鋼板を確実に製造できる方法とは、少なくとも熱延工程、第一の連続焼鈍工程、及び第二の連続焼鈍工程またはめっき工程を含み、前記第一の連続焼鈍工程は、Ａ1点以上Ａ3点以下の温度で１０〜３００秒加熱保持する工程；引き続きＡ3点超の温度で１０〜３００秒加熱保持する工程；及び３０℃／ｓｅｃ以上の平均冷却速度で、Ｍｓ点以下の温度まで冷却する工程を包含し、前記第二の連続焼鈍工程またはめっき工程は、Ａ1点以上Ａ3点以下の温度で１０〜６００秒加熱保持する工程；３℃／ｓｅｃ以上の平均冷却速度で、Ｍｓ点以上Ｂｓ点以下の温度まで冷却する工程；及び引き続きその温度域で１秒以上保持する工程を包含する点に要旨を有する。
【００１１】
本発明では、前記熱延工程の後、第一の連続焼鈍工程に先立って冷延工程を含むことも好ましい。
【００１２】
【発明の実施の形態】
本発明者らは、大きな全伸びと低降伏比を有する高強度鋼板を提供すべく、前記特許文献１に代表されるＴＲＩＰ鋼板［組織中に残留オーステナイト（γR）を生成させ、加工変形中に残留オーステナイトが誘起変態（歪み誘起変態：ＴＲＩＰ）して延性を向上させる鋼板］について、特に残留オーステナイトに着目して鋭意検討してきた。その結果、ＴＲＩＰ鋼板を熱延（必要に応じて冷延）した後、連続焼鈍して製造するに当たり、第一の連続焼鈍（先の連続焼鈍）を、「Ａ1点以上Ａ3点以下の温度（二相域）で所定時間加熱保持した後、Ａ3点超の温度（オーステナイト単相域）で所定時間加熱保持する」構成とし、第二の連続焼鈍（後の連続焼鈍）またはめっきを、「Ａ1点以上Ａ3点以下の温度（二相域）で所定時間加熱保持する」構成として熱処理することにより、これら両特性を備えた高強度鋼板［具体的には、母相組織が焼戻マルテンサイトとフェライトの混合組織で、第2相が残留オーステナイト組織であるＴＲＩＰ鋼板であって、前記残留オーステナイトのうち2％歪を加えることによりマルテンサイトへ変態する残留オーステナイト（以下、この様な残留オーステナイト（γR）を、γR中のＣ濃度（ＣγR）が低く不安定な残留オーステナイトと呼ぶ場合がある）の量が厳密に制御された鋼板］が得られることを見出し、本発明を完成した。以下、本発明鋼板の基本概念（基本思想）につき、本発明に到達した経緯を交えながら詳細に説明する。
【００１３】
まず、本発明における要求特性の一つである延性（特に全伸び）に関し、ＴＲＩＰ鋼板の組織のうち延性を支配しているのは一般に残留オーステナイトであると考えられており、更に延性を向上させる為には、ＣγRを高くする等して残留オーステナイトの安定度を高めることが有用であるといわれている。
【００１４】
一方、本発明における他の要求特性である形状凍結性（特に低降伏比）に関しては、変形の初期に存在するマルテンサイト、若しくは降伏点近傍でマルテンサイト変態する様な不安定な残留オーステナイトが支配しているといわれている。
【００１５】
しかしながら、従来のＴＲＩＰ鋼板は、延性の向上を重視する観点から、ＣγR濃度を高くして残留オーステナイトの安定度を高めるあまり、降伏比の低減に有用なマルテンサイト及び不安定な残留オーステナイトを極端に減らしているのが実情である。その結果、局部延性は非常に優れるものの、降伏比も高くなり、張り出し成形性に劣る等、形状凍結性の点で問題を抱えている。
【００１６】
そこで本発明者らは、優れた延性を確保しつつ降伏比も低くしたＴＲＩＰ鋼板を提供すべく、先に出願した新規ＴＲＩＰ鋼板［焼戻マルテンサイトとフェライトの混合組織を母相とし、第2相として微細な残留オーステナイトを有する高強度鋼板（特願2002-54606号）、以下、先願発明と呼ぶ］の組織をベースとして検討を重ねてきた。上記先願発明の如く独自の組織を備えた鋼板とすることにより、強度−延性バランスに極めて優れた高強度鋼板を提供することはできたが、延性向上を図るあまり、降伏比も若干高くなり（約60％）、依然として形状凍結性に劣るという問題があるからである。
【００１７】
その結果、上述した本発明独自の熱処理を採用すれば、ＣγR濃度のバラツキにより安定度の異なる残留オーステナイト（即ち2％歪を加えることによりマルテンサイトへ変態する残留オーステナイト）が所定量得られることを見出し、本発明を完成した。
【００１８】
本発明により、優れた伸びを維持しつつ、50％以下の低降伏比も兼ね備えた高強度鋼板が得られる理由は、所望の残留オーステナイトを生成させるべく、特に先願発明において、第一の連続焼鈍工程を改良したからである。
【００１９】
即ち、本発明も先願発明も共に、熱延（必要に応じて冷延）→第一の連続焼鈍→第二の連続焼鈍を経てＴＲＩＰ鋼板を製造する点で共通するが、先願発明では、第一の連続焼鈍工程を、二相域温度に加熱保持した後、直ちに冷却しているため、本発明の如く二相域温度に加熱保持した後、オーステナイト単相域まで温度を高めて冷却した場合に比べ、当該工程で生成するマルテンサイト（焼入マルテンサイト）中のＣ量は多くなると考えられる。その結果、先願発明によれば、Ｃ濃度が高く安定度の高いオーステナイト相が得られることになり、第二の連続焼鈍によって生成する残留オーステナイト中のＣ濃度（ＣγR）も高くなり、しかも当該残留オーステナイトはラス間に微細形態で存在する為、変形に対して安定となることから、結果的に残留オーステナイトからマルテンサイトに変態する不安定な残留オーステナイトが得られず、低降伏比を実現できなかったものと考えられる。
【００２０】
これに対し、本発明によれば、第一の連続焼鈍を行なうに当たり、まず、二相域温度に加熱した後、オーステナイト単相域まで温度を高めてから冷却しているので、先願発明の場合に比べてＣ含量の少ないオーステナイトが、ラスフェライト間に生成されることになる。しかも本願発明によれば、前記オーステナイト単相域での加熱時間が適切に制御（出来る限り短く）されているので、未溶解炭化物が核となってオーステナイトを生成するまでに時間差があるため、生成したオーステナイト中のＣ含量にバラツキを生じる。従って、鋼中にはＣ濃度が異なるオーステナイト相が生成されることになり、結果的に、当該第一の連続焼鈍によって生成する焼入れマルテンサイトも、Ｃ量のバラついたものが得られることになる。
【００２１】
更に本発明によれば、続く第二の連続焼鈍工程においても二相域で適切に熱処理しているので、最終的に生成する残留オーステナイトのＣ量（ＣγR）もバラつく傾向になると考えられる。その結果、ＣγRが低く不安定な残留オーステナイトが所定量得られることになり、この様な残留オーステナイトは、熱処理後若しくは歪みの初期にマルテンサイト変態し、フェライトとの周囲に可動転位密度が上昇する為、低降伏比（ＹＲ≦50％）を確保できるものと思料される。
【００２２】
以上、本発明鋼板を得る為の基本思想について説明した。以下、具体的に本発明を特徴付ける要件について、説明する。
【００２３】
まず、本発明の鋼板を特徴付ける組織について説明する。
【００２４】
本発明では、焼戻マルテンサイトとフェライトの混合組織を母相とし、前記焼戻マルテンサイトを全組織に対して面積率で15％以上、フェライトを全組織に対して面積率で5〜60％含有する必要がある。この様な範囲を規定した理由は、次の通りである。
【００２５】
焼戻マルテンサイト：全組織に対して面積率で 15 ％以上
本発明における「焼戻マルテンサイト」とは、転位密度が少なく軟質であり、しかもラス状を呈する組織を意味する。これに対し、「マルテンサイト」は、転位密度の多い硬質組織である点で、上記焼戻マルテンサイトとは相違し、両者は、例えば透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）観察などによって区別できる。なお、従来の残留オーステナイト鋼板は、転位密度の少ない軟質のブロック状フェライト組織を有する点で、上記焼戻マルテンサイトを母相とする本発明鋼板とはやはり相違する。
【００２６】
この様な特徴を有する焼戻マルテンサイトは、後述する如く、第一の連続焼鈍工程において、熱延した鋼板（または熱延後に冷延した鋼板）をＡ1点以上Ａ3点以下の温度で加熱保持した後、引き続いてＡ3点超の温度で加熱保持し、該温度から焼入れすることにより焼入マルテンサイトを生成し、第二の連続焼鈍工程またはめっき工程において、Ａ1点以上（約700℃以上）Ａ3点以下の温度で焼鈍する等して得られる。
【００２７】
上記焼戻マルテンサイトは、鋼板の全伸びを大きくすると共に、降伏比を低くするために必要であり、その含有率は、全組織に対して面積率で15％以上（好ましくは20％以上）であることが重要である。なお、焼戻マルテンサイトの含量は、後述する残留オーステナイトとのバランスによって定められるものであり、所望の特性を発揮し得る範囲で適切に制御すれば良いが、65％程度以下が好ましく、より好ましくは35％以下である。
【００２８】
フェライト：全組織に対して面積率で 5 〜 60 ％
本発明における「フェライト」とは、ポリゴナルフェライト、即ち、転位密度の少ないフェライトを意味し、このフェライトを含有することによって伸び特性（特に全伸び）を高めることができる。この様な効果を発揮させるには、フェライトを全組織に対して面積率で5％以上（好ましくは10％以上）含有することが必要である。但し、60％を超えると、要求される強度を確保するのが困難となるため、その上限は60％とする。より好ましくは50％以下とするのが望ましい。
【００２９】
なお、各組織（残留オーステナイトを除く）の面積率の算出手順は次の通りである。フェライトおよびマルテンサイトについては、レペラー腐食による光学顕微鏡観察を行い、ベイナイトについてはピクラール腐食による光学顕微鏡観察を行なって、写真から各組織の面積率を算出する。但し、レペラー腐食による光学顕微鏡観察では、マルテンサイトと残留オーステナイトの区別ができないので、本発明では、レペラー腐食による光学顕微鏡観察によって算出されたマルテンサイトと残留オーステナイトの合計面積率（面積％）から、後述する飽和磁化測定法によって測定された残留オーステナイト量（体積％）を引いた値を、マルテンサイト量（面積％）とする。
【００３０】
本発明では、残留オーステナイトを第2相とし、該残留オーステナイトを全組織に対して体積率で5％以上含有する必要がある。この様な範囲に限定した理由は、次の通りである。
【００３１】
残留オーステナイト（γ R ）：全組織に対して体積率で 5 ％以上
残留オーステナイトは全伸び、更には疲労特性の向上に有用であり、この様な作用を有効に発揮させるためには、全組織に対して体積率で5％（好ましくは7％以上）存在することが必要である。なお、残留オーステナイトの含量は、上記焼戻マルテンサイトやフェライトとのバランスによって定められるものであり、所望の特性を発揮し得る範囲で適切に制御すれば良いが、30％程度以下が好ましく、さらに好ましくは25％以下である。なお、残留オーステナイトの体積率を算出する方法は後述する。
【００３２】
本発明の鋼板は上記第2相組織として、残留オーステナイトの他に、本発明の作用を損なわない範囲で、更にベイナイト及び／又はマルテンサイトを有していても良い。この組織は本発明の製造過程で必然的に残存し得るからである。なお、その含量は特に限定されず少なければ少ないほど良いが、全組織に対して面積率で好ましくは5％以下、より好ましくは3％以下に制御することが推奨される。
【００３３】
本発明では、前記残留オーステナイトのうち2％歪を加えることによりマルテンサイトへ変態する残留オーステナイト（すなわちＣγRが低く不安定な残留オーステナイト）の割合が20〜50％であることが重要である。
【００３４】
2％歪を加えることによりマルテンサイトへ変態する残留オーステナイトの割合が、残留オーステナイト全体に対して20％未満しか存在しないときは、安定な残留オーステナイトの割合が80％以上と多くなってしまい、2％歪を加えても残留オーステナイトはマルテンサイトへ殆ど変態しない。その結果、当該変態による可動転位密度の向上は望めず、降伏比は依然として高いままとなる。ところが、前記割合が20％以上と残留オーステナイト全体に占める不安定な残留オーステナイト量が多くなれば、該不安定な残留オーステナイトは2％歪を加えることによりマルテンサイトへ容易に変態するので、母相であるフェライトとの界面での可動転位密度が高くなる。その結果、鋼板の低降伏比化を実現できるのである。しかし、前記割合が50％を超えると、不安定な残留オーステナイトが多くなり過ぎて延性向上に寄与する安定な残留オーステナイトの量が不足し、鋼板の高延性を実現できない。よって、前記割合は50％以下（好ましくは35％以下）とする必要がある。
【００３５】
以上の様に、本発明では残留オーステナイト全体のうち2％歪を加えることによりマルテンサイトへ変態する残留オーステナイトの割合が上記範囲内に制御されているので、安定な残留オーステナイトと不安定な残留オーステナイトの量のバランスが良好となる。その結果、安定な残留オーステナイトによる延性（特に全伸び）向上効果と不安定な残留オーステナイトによる低降伏比向上効果がバランス良く得られ、低降伏比と大きな全伸びを達成できるのである。
【００３６】
ここで、残留オーステナイト全体のうち2％歪を加えることによりマルテンサイトへ変態する残留オーステナイトの割合は、例えば本発明者らが先に提案した飽和磁化測定法で測定できる（特願2001-285750号参照）。以下、この飽和磁化測定法の測定原理および測定手順について説明する。
【００３７】
飽和磁化測定法は次の様な測定原理に基づくものである。すなわち、金属組織中のフェライト相やマルテンサイト相等の組織は室温にて強磁性を示すのに対し、オーステナイト相は常磁性である。従って、フェライト相やマルテンサイト相といった強磁性を示す組織のみからなる金属組織の単位体積当たりの飽和磁化量（Ｉｓ）を予め求めておき、オーステナイト相を含む試料の飽和磁化量（Ｉ）を測定することにより、オーステナイト（γ）相の割合を下記（1）式から求めることができる。図１に飽和磁化測定に用いる装置の一部分を概略的に示す。飽和磁化量は、電極石を用いて磁界を発生させ、電磁石間に磁化検出用の４πＩコイル1と磁界検出用のＨコイル3を装着し、４πＩコイル1中に棒状試料2を挿入して閉磁路を形成し、反磁界の影響をなくした状態で磁化曲線を測定して求める。なお図１中の4は導線である。
γ（体積％）＝（1−Ｉ／Ｉｓ）×100 ・・・（1）
【００３８】
次に、飽和磁化測定法の測定手順について説明する。
【００３９】
測定対象鋼種から4ｍｍ×30ｍｍの試験片を複数枚切り出し、これを重ね合わせて厚さ約4ｍｍの柱状試験片を作製する。該柱状試験片の飽和磁化量（Ｉ）および、この柱状試験片と実質的に同一成分であって残留オーステナイト量が体積率で0％である場合の飽和磁化量（Ｉｓ）を実測または計算により求め、下記（2）式により柱状試験片中の残留オーステナイト（以下、「全体γR」と称する場合がある）量を算出する。
全体γR（体積％）＝（1−Ｉ／Ｉｓ）×100 ・・・（2）
【００４０】
次に、測定対象鋼種で引張試験片を作製し、引張試験機にて2％歪ませた後、該引張試験片の平行部から柱状試験片（4ｍｍ×3ｍｍ×厚さ約4ｍｍ）を切り出す。この柱状試験片の飽和磁化量（Ｉｔ）および、前記飽和磁化量（Ｉｓ）から、下記（3）式により2％歪を加えた後の柱状試験片中の残留オーステナイト（以下、「2％歪後γR」と称する場合がある）量を算出する。
2％歪後γR（体積％）＝（1−Ｉｔ／Ｉｓ）×100 ・・・（3）
【００４１】
この様に算出された全体γRと2％歪後γRから、2％歪を加えることによりマルテンサイトへ変態する残留オーステナイト（以下、「変態γR」と称する場合がある）量を下記（4）式で算出できる。
変態γR（体積％）＝全体γR−2％歪後γR ・・・（4）
【００４２】
よって、残留オーステナイト全体（全体γR）のうち、2％歪を加えることによりマルテンサイトへ変態する残留オーステナイト（変態γR）の割合は、下記（5）式により算出できる。
【００４３】
【数１】
飽和磁化測定における印加磁化（Ｈm）は、398000〜796000Ａ／ｍ［5000〜10000エルステッド（Ｏｅ）］であることが好ましい。また飽和磁化量は、測定温度の変化に影響を受けやすいことから、室温で測定する場合には、例えば23℃±3℃の範囲内で行うことが好ましい。
【００４５】
2％歪を加えることによりマルテンサイトへ変態する残留オーステナイトは、後述する様に、第一の連続焼鈍工程において、Ａ1点以上Ａ3点以下の温度で加熱保持した後、引き続いてＡ3点超の温度で加熱保持することによって確実に生成させることができる。
【００４６】
次に、本発明鋼板を構成する基本成分について説明する。以下、化学成分の単位はすべて質量％である。
【００４７】
Ｃ： 0.06 〜 0.6 ％
Ｃは、高強度を確保し、且つ、残留オーステナイト量を確保するために必須の元素である。詳細には、オーステナイト相中に充分なＣ量を含み、室温でも所望のオーステナイト相を残留させるために重要な元素であり、全伸びを高めるのに有用である。この様な効果を得るには、Ｃを0.06％以上含有する必要がある。好ましくは0.10％以上である。但し、0.6％を超えて添加すると、その効果が飽和するのみならず、鋳造中への中心偏析などによる欠陥などが見られる。好ましくは0.25％以下にするのが良い。
【００４８】
Ｓｉ＋Ａｌ： 0.5 〜 3 ％
Ｓｉや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える元素である。また特にＳｉは、固溶強化元素としても有用である。この様な作用を有効に発揮させるためには、ＳｉやＡｌを合計で0.5％以上添加することが必要である。好ましくは0.7％以上、より好ましくは1％以上である。但し、上記元素を合計で、3％を超えて添加しても上記効果は飽和してしまい、経済的に無駄である他、多量に添加すると、熱間脆性を起こす為、その上限を3％とする。好ましくは2.5％以下、より好ましくは2％以下である。なお、ＳｉとＡｌは併用して用いても良いし、Ｓｉ単独またはＡｌ単独で用いても良い。
【００４９】
Ｍｎ： 0.5 〜 3 ％
Ｍｎは、オーステナイト相を安定化し、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。この様な作用を有効に発揮させるためには、0.5％以上添加することが必要である。好ましくは0.7％以上、より好ましくは1％以上である。但し、3％を超えて添加すると、鋳片割れが生じる等の悪影響が見られる。好ましくは2.5％以下、より好ましくは2％以下である。
【００５０】
Ｐ： 0.15 ％以下（ 0 ％を含まない）
Ｐは、所望の残留オーステナイトを確保するのに有効な元素である。この様な作用を有効に発揮させるためには、0.03％以上（より好ましくは0.05％以上）添加することが推奨される。但し、0.15％を超えて添加すると二次加工性が劣化する。より好ましくは0.1％以下である。
【００５１】
Ｓ： 0.02 ％以下（ 0 ％を含む）
Ｓは、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り、0.02％以下に抑制する必要がある。好ましくは0.015％以下である。
【００５２】
本発明の鋼は上記成分を基本的に含有し、残部は実質的に鉄及び不純物であるが、その他、本発明の作用を損なわない範囲で、以下の許容成分を添加することができる。
【００５３】
Ｍｏ： 1 ％以下（ 0 ％を含まない），Ｎｉ： 0.5 ％以下（ 0 ％を含まない），Ｃｕ： 0.5 ％以下（ 0 ％を含まない），Ｃｒ： 1 ％以下（ 0 ％を含まない）の少なくとも一種
これらの元素は、鋼の強化元素として有用であると共に、残留オーステナイトの安定化や所定量の確保に有効な元素である。この様な作用を有効に発揮させる為には、Ｍｏ：0.05％以上（より好ましくは0.1％以上）、Ｎｉ：0.05％以上（より好ましくは0.1％以上）、Ｃｕ：0.05％以上（より好ましくは0.1％以上）、Ｃｒ：0.05％以上（より好ましくは0.1％以上）を、夫々添加することが推奨される。但し、Ｍｏ及びＣｒは１％、Ｎｉ及びＣｕは0.5％を超えて添加しても上記効果が飽和してしまい、経済的に無駄である。より好ましくはＭｏ：0.8％以下、Ｎｉ：0.4％以下、Ｃｕ：0.4％以下、Ｃｒ：0.8％以下である。
【００５４】
Ｔｉ： 0.1 ％以下（ 0 ％を含まない），Ｎｂ： 0.1 ％以下（ 0 ％を含まない），Ｖ： 0.1 ％以下（ 0 ％を含まない）の少なくとも一種
これらの元素は、析出強化及び組織微細化効果があり、高強度化に有用な元素である。この様な作用を有効に発揮させるためには、Ｔｉ：0.01％以上（より好ましくは0.02％以上）、Ｎｂ：0.01％以上（より好ましくは0.02％以上）、Ｖ：0.01％以上（より好ましくは0.02％以上）を、夫々添加することが推奨される。但し、いずれの元素も0.1％を超えて添加すると上記効果が飽和してしまい、経済的に無駄である。より好ましくはＴｉ：0.08％以下、Ｎｂ：0.08％以下、Ｖ：0.08％以下である。
【００５５】
Ｃａ： 0.003 ％以下（ 0 ％を含まない）及び／又はＲＥＭ： 0.003 ％以下（ 0 ％を含まない）
Ｃａ及びＲＥＭ（希土類元素）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為には、夫々、0.0003％以上（より好ましくは0.0005％以上）添加することが推奨される。但し、0.003％を超えて添加しても上記効果が飽和してしまい、経済的に無駄である。より好ましくは0.0025％以下である。
【００５６】
次に、上記要件を満足する鋼板を確実に製造できる方法について説明する。
【００５７】
本発明の要件を満足する鋼板は、少なくとも熱延工程、第一の連続焼鈍工程および第二の連続焼鈍工程またはめっき工程を経て製造される。
【００５８】
但し、熱延工程の条件は特に限定されず、通常実施される条件を適宜選択して採用することができる。本発明の製法は、熱延工程により所望の組織を確保するものではなく、熱延後に実施する第一の連続焼鈍工程、および第二の連続焼鈍工程またはめっき工程を制御することにより所望の組織を得るところに特徴があるからである。
【００５９】
従って本発明の製法では、熱延工程の後、第一の連続焼鈍工程に先立って冷延工程を含むものであっても構わず、この冷延工程の条件も上記熱延工程と同じく特に限定されない。
【００６０】
具体的には、上記熱延工程としては、Ａr3点以上で熱延終了後、平均冷却速度約30℃／ｓｅｃで冷却し、約500〜600℃の温度で巻取る等の条件を採用することができる。また、冷延工程では、約30〜70％の冷延率の冷間圧延を施すことが推奨される。勿論、これに限定する趣旨では決してない。
【００６１】
次に、熱延工程（または熱延工程後の冷延工程）で得られた鋼板を、第一の連続焼鈍工程、および第二の連続焼鈍工程またはめっき工程で熱処理する。
【００６２】
このうち第一の連続焼鈍（先の連続焼鈍）は、Ａ1点以上Ａ3点以下の温度で10〜300秒加熱保持する工程；引き続きＡ3点超の温度で10〜300秒加熱保持する工程；及び30℃／ｓｅｃ以上の平均冷却速度で、Ｍｓ点以下の温度まで冷却する工程を包含する。これらの条件は、所望の母相組織（Ｃ含量のバラつきのある焼入マルテンサイト）を得るために設定されたものであり、この工程の説明図を図２に示す。
【００６３】
第二の連続焼鈍（後の連続焼鈍）またはめっきは、Ａ1点以上Ａ3点以下の温度で10〜600秒加熱保持する工程；3℃／ｓｅｃ以上の平均冷却速度で、Ｍｓ点以上Ｂｓ点以下の温度まで冷却する工程；及び該温度域で1秒以上保持する工程を包含する。これらの条件は、前記第一の連続焼鈍工程で生成した母相組織（焼入マルテンサイト）を焼戻して所望の焼戻マルテンサイトを得ると共に、ＣγRが低く不安定な残留オーステナイトとＣγRが高く安定な残留オーステナイトの割合が適切に制御された第2相を得るために設定されたものである。この工程の説明図を図３に示す。
【００６４】
以下、前記図２および図３を参酌しつつ、第一の連続焼鈍工程、および第二の連続焼鈍工程またはめっき工程について説明する。
【００６５】
第一の連続焼鈍工程
上記熱延工程（または熱延工程後の冷延工程）で得られた鋼板を、Ａ1点以上Ａ3点以下の温度（図２中、Ｔ１）に加熱して均熱処理する（好ましくは1300℃以下）。均熱処理することによってフェライトを一部生成させて［フェライト＋オーステナイト］の2相組織とする。
【００６６】
Ａ1点以上Ａ3点以下の温度で加熱保持する時間（図２中、ｔ１）は、Ｃ含量の異なるオーステナイトを生成させるために極めて重要であり、10〜300秒とする必要がある。保持時間が10秒未満では、所望量のオーステナイトが生成しない。好ましくは30秒以上保持することが望ましい。しかし加熱保持時間が300秒を超えて長くなると、未溶解炭化物を核とするオーステナイト相の生成が進行してしまい、これをＡ3点超の温度に加熱保持してもオーステナイト中のＣ含量のバラツキが小さくなると考えられる。この様な観点から保持時間は300秒以下にする必要があり、好ましくは120秒以下にするのが望ましい。
【００６７】
次に、上記2相組織とした鋼板を、引き続きＡ3点超の温度（図２中、Ｔ２）に加熱し、フェライトをオーステナイト化する。Ａ1点以上Ａ3点以下の温度で均熱処理した鋼板を、さらにＡ3点超に加熱するのは、前記フェライトをオーステナイト化することによって、上記Ａ1点以上Ａ3点以下の温度域で生成したオーステナイトよりも、Ｃ含量の少ないオーステナイトを生成させるためである。即ちＡ1点以上Ａ3点以下の温度域では、フェライトとオーステナイトの2相が生成するが、フェライトに含まれるＣ量は鋼中のＣ量よりも少ないので、過剰なＣはオーステナイト中へ拡散する。その結果、当該温度域で生成するオーステナイト中のＣ含量は、鋼中に含まれるＣ量よりも多くなる。これに対し、Ａ3点超の温度域ではオーステナイトのみが生成するので、該温度域で生成するオーステナイト中のＣ含量は、鋼中に含まれるＣ量とほぼ等しくなる。
【００６８】
従って、Ａ1点以上Ａ3点以下の温度域で生成するオーステナイトよりも、Ａ1点以上Ａ3点以下の温度域で生成したフェライトをオーステナイト化したものの方がＣ含量は少なくなる。しかも本発明では、その後のＡ3点超の温度域における加熱保持時間が適切に制御されているので、Ａ3点超の温度では、Ｃ含量の異なるオーステナイトが存在することとなり、このオーステナイトを冷却することによって、Ｃ含量の異なる焼入マルテンサイトを生成できる。そして、この焼入マルテンサイトを後述する第二の連続焼鈍工程またはめっき工程において熱処理することで、最終的に得られる残留オーステナイトのＣ含量にバラツキが生じ、低降伏比化を達成できるのである。
【００６９】
ここで、Ａ1点以上Ａ3点以下の温度域で加熱保持した鋼板を、Ａ3点超の温度で所定時間再加熱保持することによって、オーステナイト中のＣ含量にバラつきが生じる理由は、フェライトとオーステナイトの2相域（Ａ1点以上Ａ3点以下）では、オーステナイトはラスフェライト間に生成するのに対し、オーステナイト単相域（Ａ3点超）では、未溶解炭化物が核となり、この核を中心にオーステナイト相が生成する。このためフェライトとオーステナイトの2相域と、オーステナイト単相域では、オーステナイトが生成するまでの時間に差が生じることとなり、この時間差が生成するオーステナイト中のＣ含量にバラつきをもたらすと考えられる。
【００７０】
なお、従来の鋼板では、熱延した鋼板（または熱延後に冷延した鋼板）をＡ1点以上Ａ3点以下の温度またはＡ3点以上の温度に加熱保持された後、冷却されるが、この様に、Ａ1点以上Ａ3点以下の温度またはＡ3点以上の温度のみで加熱保持したとしても、オーステナイト中のＣ含量にバラつきは生じない。従って、この様な製造条件では、本発明で規定する要件を満足する組織は得られないと考えられる。
【００７１】
Ａ3点超の温度域で加熱保持する時間は、Ｃ含量の異なるオーステナイトを生成させるために極めて重要であり、10〜300秒とする必要がある。保持時間が10秒未満では、Ａ1点以上Ａ3点以下の温度域で生成したフェライトがオーステナイト化しない。好ましくは30秒以上、より好ましくは60秒以上保持することが望ましい。しかし加熱保持時間が300秒を超えて長くなると、Ｃの拡散が生じ、オーステナイト間でＣの均一拡散が進んでＣ含量が平均化してしまうため所望の効果を得ることができない。この様な観点から保持時間は300秒以下にする必要があり、好ましくは180秒以下、より好ましくは120秒以下にするのが望ましい。
【００７２】
次に、Ａ3点以上の温度で所定時間加熱保持した鋼板は、30℃／ｓｅｃ以上の平均冷却速度（図２中、ＣＲ１）で、Ｍｓ点以下の温度（図２中、Ｔ３）まで冷却する。この冷却によってパーライト変態を避けながら、焼入マルテンサイトを得ることができる。このとき得られる焼入マルテンサイトは、Ｃ含量が不均一になっていると考えられる。オーステナイトから焼入マルテンサイトへの変態は、Ｃの拡散を伴わないので、Ｃ含量の不均一なオーステナイトを冷却することによって得られる焼入マルテンサイト中のＣ含量は、オーステナイト中のＣ含量とほぼ等しくなるからである。
【００７３】
上記平均冷却速度は、フェライトの生成のみならず、最終的に得られる残留オーステナイトの形態にも影響を与え、平均冷却速度が大きければ（好ましくは50℃／ｓｅｃ以上）、ラス状を呈することとなり一層好ましい。尚、平均冷却速度の上限は特に限定されず、大きければ大きい程良いが、実操業レベルとの関係で、適切に制御することが推奨される。
【００７４】
Ｍｓ点は、次に示す計算式から算出できる。
Ｍｓ＝561−474×［Ｃ］−33×［Ｍｎ］−17×［Ｎｉ］−17×［Ｃｒ］−21×［Ｍｏ］
式中、［ ］は各元素の質量％である。
【００７５】
第二の連続焼鈍工程またはめっき工程
上記第一の連続焼鈍工程で得られた鋼板は、Ａ1点以上Ａ3点以下の温度（図３中、Ｔ４）で10〜600秒（図３中、ｔ４）均熱することにより、所望の組織（焼戻マルテンサイト）を生成させる（2相域焼鈍）。この様な温度範囲で焼鈍する理由は、上記温度（Ａ3点の温度）を超えると、第一の連続焼鈍工程で得られた焼入マルテンサイトがオーステナイト化してしまい、一方、上記温度（Ａ1点の温度）を下回ると、所望の残留オーステナイトが得られないからである。更に、上記加熱保持時間（ｔ４）の制御は、所望の組織を得るために特に重要である。10秒未満では焼戻が不足し、所望の母相組織（焼戻マルテンサイト）が得られないからである。好ましくは20秒以上、より好ましくは30秒以上である。しかし、加熱保持時間が600秒を超えると、焼戻マルテンサイトの特徴であるラス状組織が維持できなくなり、機械的特性が劣化する。好ましくは500秒以下、より好ましくは400秒以下である。
【００７６】
次いで、平均冷却速度（図３中、ＣＲ２）を、3℃／ｓｅｃ以上（好ましくは5℃／ｓｅｃ以上）に制御し、パーライト変態を避けながら、Ｍｓ点以上Ｂｓ点以下の温度（ベイナイト変態：図３中、Ｔ５）まで冷却し、引き続きこの温度域で1秒以上（好ましくは5秒以上：図３中、ｔ５）保持する（オーステンパ処理）。これにより、残留オーステナイトへのＣ濃縮を、多量に且つ極めて短時間に得ることができる。
【００７７】
ここで、平均冷却速度が上記範囲を下回ると、所望の組織が得られず、パーライト等が生成する。尚、その上限は特に規定されず、大きければ大きい程良いが、実操業レベルとの関係で、適切に制御することが推奨される。
【００７８】
上記工程のうち、特にオーステンパ処理温度（Ｔ５）は、所望の組織を確保して本発明の作用を発揮させるのに重要である。上記温度範囲（Ｍｓ点以上Ｂｓ点以下）に制御すれば、多量の残留オーステナイトが得られ、これにより、残留オーステナイトによるＴＲＩＰ効果が発揮される。これに対し、Ｍｓ点未満ではマルテンサイト相が存在し、一方、Ｂｓ点を超えるとベイナイト相が多量に増加する。
【００７９】
上記保持時間（ｔ５）の上限は特に限定されないが、オーステナイトがベイナイトに変態する時間を考慮すると、好ましくは3000秒以下、より好ましくは2000秒以下に制御することが推奨される。
【００８０】
ここで、Ｂｓ点は次に示す計算式から算出できる。
Ｂｓ＝830−270×［Ｃ］−90×［Ｍｎ］−37×［Ｎｉ］−70×［Ｃｒ］−80×［Ｍｏ］
式中、［ ］は各元素の質量％である。
【００８１】
本発明におけるめっき条件は特に限定されず、公知のものを採用すれば良い。なお、合金化処理条件も公知のものを採用すれば良く、例えば550℃×60ｓｅｃ程度で行なえば良い。この温度域では、γ相はセメンタイトへ分解するが、この程度の時間であれば本発明の効果を損なわないことを本発明者らは確認している。
【００８２】
以上の様に、熱延工程、（必要に応じて冷延工程）、第一の連続焼鈍工程、および第二の連続焼鈍工程またはめっき工程を経て製造される鋼板は、本発明の要件を満足する組織を有しており、特に残留オーステナイトのＣ含量にはバラつきが生じている。従って、相対的にＣ含量の低い不安定な残留オーステナイトは、歪を加えることによって容易にマルテンサイトへ変態し、フェライトとの間における可動転位密度を高めることができ、低降伏比化（具体的には50％以下）を達成できる。また、相対的にＣ含量の高い安定な残留オーステナイトは、歪を加えても殆ど変態せず、さらに該残留オーステナイトはラス間に存在して微細のため、変形に対して安定であり、延性（特に全伸び）を高めることがでる。
【００８３】
よって、本発明の高強度鋼板は、加工性および形状凍結性に優れているので、例えば自動車や産業用機械等にプレス成形して使用される鋼板として好適に用いることができる。
【００８４】
【実施例】
以下、本発明を実施例によって更に詳細に説明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更し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含まれる。
【００８５】
実施例１：成分組成の検討
本実施例では、成分組成を変化させた場合における機械的特性の影響について調べた。具体的には、表１に記載の成分組成からなる供試鋼（表中の単位は質量％）を転炉溶製し、実験用スラブを得、各スラブを1200℃で30分間加熱した後、仕上温度（ＦＤＴ）を850℃として熱延し、次いで30℃／ｓｅｃの平均冷却速度で巻取り温度（ＣＴ）600℃まで冷却して、板厚2.5ｍｍの熱延鋼板を得た。
【００８６】
得られた熱延鋼板をそのまま又は酸洗後に常法に従って冷延し、板厚1.2ｍｍの冷延鋼板を得た。
【００８７】
得られた冷延鋼板を、前記図２および図３に示したパターンで処理した。具体的には、図２に示す第一の連続焼鈍工程については、Ｔ１：850℃、ｔ１：60秒、Ｔ２：930℃、ｔ２：60秒、ＣＲ１：50℃／ｓｅｃ、Ｔ３：室温、であり、図３に示す第二の連続焼鈍工程については、Ｔ４：850℃、ｔ４：120秒、ＣＲ２：25℃／ｓｅｃ、Ｔ５：420℃、ｔ５：120秒である。これらの製造条件は本発明の要件を満足している。
【００８８】
なお、本実施例では、第一の連続焼鈍の後、さらに第二の連続焼鈍を行なった場合について示したが、本発明はこれに限定されるものではなく、第二の連続焼鈍の代わりに上記パターンでめっきを行なっても構わない。
【００８９】
第一の連続焼鈍工程および第二の連続焼鈍工程を経て得られた鋼板について、各組織の存在率を次に示す様に測定した。まず、鋼板をレペラー腐食し、透過型電子顕微鏡観察（倍率：15000倍）により組織を同定した後、光学顕微鏡観察（倍率：1000倍）により顕微鏡写真から組織の面積率を測定した。各組織の面積率を表２に示す。
【００９０】
また、上記得られた鋼板について、残留オーステナイト全体のうち、2％歪を加えることによりマルテンサイトへ変態する残留オーステナイトの割合を、前掲した飽和磁化測定法で測定した。測定時における印加磁化（Ｈｍ）は398000Ａ／ｍ［5000エルステッド（Ｏｅ）］、測定温度は23℃である。表２に、残留オーステナイト量（全体γR）および2％歪を加えることによりマルテンサイトへ変態する残留オーステナイト（変態γR）量を示すと共に、残留オーステナイト全体のうち2％歪を加えることによりマルテンサイトへ変態する残留オーステナイトの割合を夫々示す。
【００９１】
次に、第一の連続焼鈍工程および第二の連続焼鈍工程を経て得られた鋼板からＪＩＳ 5号試験片を作製し、引張試験によって引張強度（ＴＳ）、伸び（全伸びのこと：Ｅｌ）、及び降伏強度（ＹＰ）を測定した。測定されたＹＰとＴＳから降伏比（ＹＲ）を算出した。算出結果を表２に示す。なお、引張試験の歪速度は1ｍｍ／秒とした。また、Ｅｌは35％以上を合格、ＹＲは50％以下を合格とする。
【００９２】
【表１】
【表２】
これらの結果より、以下の様に考察できる。なお、以下No.は、全て表２中の実験No.を意味する。
【００９５】
No.2〜4、No.7〜15は、いずれも本発明で規定する成分を満足する例であり、良好な全伸び（Ｅｌ）と低降伏比（ＹＲ）を有する高強度鋼板が得られた。従って、この高強度鋼板は加工性および形状凍結性に優れている。
【００９６】
これに対し、本発明で規定する成分のいずれかを満足しない下記例は、夫々以下の不具合を有している。
【００９７】
No.1は、Ｃ含量が少ない例であり、所望の残留オーステナイトが得られないためＥｌ（全伸び）が低い。
【００９８】
No.5は、（Ｓｉ＋Ａｌ）の合計含量が少ない例であり、所望の残留オーステナイトが得られないためＥｌ（全伸び）が低い。
【００９９】
No.6は、Ｍｎ含量が少ない例であり、所望の残留オーステナイトが得られないためＥｌ（全伸び）が低い。
【０１００】
実施例２：製造条件の検討
本実施例では、前記表１の鋼No.4の実験用スラブを用い、1150℃で30分間の均質化焼鈍を行なったうえで仕上げ温度850℃の熱延して板厚3.2ｍｍとした後、冷延して板厚1.2ｍｍの冷延鋼板を得た。
【０１０１】
得られた冷延鋼板を、前記図２および図３に示したパターンで処理した。具体的な条件を表３に示す。
【０１０２】
第一の連続焼鈍工程、および第二の連続焼鈍工程またはめっき工程を経て得られた鋼板について、上記実施例１と同様に、各組織の存在率および残留オーステナイト全体のうち2％歪を加えることによりマルテンサイトへ変態する残留オーステナイトの割合を測定し、結果を表４に示す。また、上記実施例１と同様に引張試験を行い、引張強度（ＴＳ）、伸び（全伸びのこと：Ｅｌ）、及び降伏強度（0.2％耐力のこと：ＹＰ）を測定すると共に、降伏比（ＹＲ）を算出し、これらの結果を表４に示す。
【０１０３】
【表３】
【表４】
これらの結果より、以下の様に考察できる。なお、以下No.は、全て表４中の実験No.を意味する。
【０１０６】
No.16およびNo.31は、いずれも本発明で規定する製造条件を満足する例であり、鋼の組成も本発明の要件を満足しているので、良好な全伸び（Ｅｌ）と低降伏比（ＹＲ）を有する高強度鋼板が得られた。従って、この高強度鋼板は加工性および形状凍結性に優れている。
【０１０７】
これに対し、本発明で規定する製造条件のいずれかを満足しない下記例は、夫々以下の不具合を有している。
【０１０８】
No.17は、第一の連続焼鈍工程におけるＡ3点超の温度での加熱保持時間（ｔ２）が長過ぎるため、Ｃの均一拡散が進行してオーステナイト中のＣ含量が均一となる。従って、最終的に得られる残留オーステナイト中のＣ含量も均一となるので、安定な残留オーステナイトの割合が多くなり、残留オーステナイトのうち2％歪を加えることによりマルテンサイトへ変態する残留オーステナイトの割合が本発明の範囲を下回り、降伏比が高くなる。
【０１０９】
No.18は、第一の連続焼鈍工程におけるＡ3点超の温度での加熱保持時間（ｔ２）が短過ぎるため、Ａ1点以上Ａ3点以下の温度で生成したフェライトがオーステナイト化しない。よって、焼入マルテンサイトの量が少なくなり、最終的に得られる焼戻マルテンサイト量が少なくなるため、全伸びが低くなると共に、降伏比が高くなる。
【０１１０】
No.19は、第一の連続焼鈍工程におけるＡ1点以上Ａ3点以下の温度を下回る範囲で加熱保持しているため、焼入マルテンサイト中のＣ含量が均一となっていると考えられ、最終的に得られる残留オーステナイト中のＣ含量が均一となる。そのため、残留オーステナイトのうち2％歪を加えることによりマルテンサイトへ変態する残留オーステナイトの割合が本発明の範囲を下回り、降伏比が高くなる。
【０１１１】
No.20は、第一の連続焼鈍工程におけるＡ1点以上Ａ3点以下の温度で加熱保持せず、Ａ3点超の温度でのみ加熱保持した例である。従って、Ｃの均一拡散が進行してオーステナイト中のＣ含量が均一となり、最終的に得られる残留オーステナイト中のＣ含量が均一となる。よって、残留オーステナイトのうち2％歪を加えることによりマルテンサイトへ変態する残留オーステナイトの割合が本発明の範囲を下回り、降伏比が高くなる。
【０１１２】
No.21は、先願発明の方法を模した例であり、第一の連続焼鈍工程におけるＡ1点以上Ａ3点以下の温度でのみ加熱保持しており、Ａ3点超の温度で加熱保持していない。従って、焼入マルテンサイトが少なくなるので、最終的に得られる焼戻マルテンサイトも少なくなる。また、残留オーステナイト中のＣ含量が均一となるため、残留オーステナイトのうち2％歪を加えることによりマルテンサイトへ変態する残留オーステナイトの割合が本発明の範囲を下回るため、降伏比が高くなる。
【０１１３】
No.22は、第一の連続焼鈍工程におけるＡ3点超の温度からの平均冷却速度（ＣＲ１）が小さいため、パーライトが生成し、最終的に得られる焼戻マルテンサイトの量が少なくなる。従って、Ｅｌ（全伸び）が低く、且つ、降伏比も高い。
【０１１４】
No.23は、第一の連続焼鈍工程における冷却後の温度（Ｔ３）がＭｓ点を超えているので、最終的に焼戻ベイナイトが生成する。よって、焼戻マルテンサイトが生成せず、降伏比が高くなる。
【０１１５】
No.24は、第二の連続焼鈍工程における加熱保持温度（Ｔ４）がＡ3点よりも高いため、最終的にベイナイトが多く生成し、焼戻しマルテンサイトが少なくなる。従って、延びが低くなる。
【０１１６】
No.25は、第二の連続焼鈍工程におけるＡ1点以上Ａ3点以下の温度（Ｔ４）での加熱保持時間（ｔ４）が長過ぎるため、フェライトが多く生成し、焼戻マルテンサイト量が少なくなる。そのためＥｌ（全伸び）が低くなる。また、残留オーステナイトのうち2％歪を加えることによりマルテンサイトへ変態する残留オーステナイトの割合が、本発明の要件を下回るので、降伏比が高くなる。
【０１１７】
No.26は、第二の連続焼鈍工程におけるＡ1点以上Ａ3点以下の温度（Ｔ４）での加熱保持時間（ｔ４）が短過ぎるため、オーステナイトの生成量が少なく、残留オーステナイトが少なくなる。従って、Ｅｌ（全伸び）が低くなる。また、加熱保持時間（ｔ４）が短いので、試料全体の温度が850℃に達せず、フェライトの生成量が多くなる。
【０１１８】
No.27は、第二の連続焼鈍工程におけるＡ1点以上Ａ3点以下の温度からの平均冷却速度（ＣＲ２）が小さいため、パーライトが多く生成する。従って、最終的に得られる焼戻マルテンサイトの量が少なくなり、Ｅｌ（全伸び）が低く、且つ、降伏比が高くなる。
【０１１９】
No.28は、第二の連続焼鈍工程における冷却後の温度（Ｔ５）が高過ぎるため、パーライトが多く生成する。従って、最終的に得られる焼戻マルテンサイトの量が少なくなり、Ｅｌ（全伸び）が低く、且つ、降伏比が高くなる。
【０１２０】
No.29は、第二の連続焼鈍工程における冷却後の温度（Ｔ５）が低過ぎるため、最終的に得られる残留オーステナイト量が1％と非常に少なく、Ｅｌ（全伸び）が低くなる。また、残留オーステナイトのうち2％歪を加えることによりマルテンサイトへ変態する残留オーステナイトは少ないので、降伏比が高くなる。
【０１２１】
No.30は、第二の連続焼鈍工程におけるＡ1点以上Ａ3点以下の温度（Ｔ４）で加熱保持した後、この温度域からＭｓ点未満の温度まで急冷しているので、不安定な残留オーステナイトが多く、残留オーステナイトのうち2％歪を加えることによりマルテンサイトへ変態する残留オーステナイトの割合が大きくなるので、破断し易くなり、Ｅｌ（全伸び）が低く、且つ、降伏比が高くなる。
【０１２２】
No.32は、第一の連続焼鈍工程におけるＡ1点以上Ａ3点以下の温度（Ｔ１）での加熱保持時間（ｔ１）が長過ぎるため、未溶解炭化物を核とするオーステナイト相の生成が進行してしまい、これをＡ3点超の温度に加熱してもオーステナイト中のＣ含量のバラツキが小さくなると考えられる。従って、最終的に得られる残留オーステナイト中のＣ含量も均一となるので、安定な残留オーステナイトの割合が多くなり、残留オーステナイトのうち2％歪を加えることによりマルテンサイトへ変態する残留オーステナイトの割合が本発明の範囲を下回り、降伏比が高くなる。
【０１２３】
【発明の効果】
本発明によれば、500〜1400ＭＰａ級の高強度及び超高強度鋼板であっても、全伸びが35％以上で、且つ、降伏比が50％以下の加工性および形状凍結性に優れた高強度鋼板およびその鋼板を確実に製造できる方法を提供できた。
【図面の簡単な説明】
【図１】 飽和磁化測定に用いる装置の一部分を示す概略説明図である。
【図２】 第一の連続焼鈍工程を説明した図である。
【図３】 第二の連続焼鈍工程またはめっき工程を説明した図である。
【符号の説明】
１ 磁化検出用の４πＩコイル
２ 棒状試料
３ 磁界検出用のＨコイル
４ 導線
Claims (6)
- 質量％で、
Ｃ ：０．０６〜０．６％、
ＳｉとＡｌを共に含有し、合計で０．５〜３％、
Ｍｎ：０．５〜３％、
Ｐ ：０．１５％以下（０％を含まない）、
Ｓ ：０．０２％以下（０％を含む）を夫々含有し、
残部が鉄および不可避不純物からなると共に、
焼戻マルテンサイト：全組織に対して面積率で１５％以上、
フェライト：全組織に対して面積率で１０〜６０％、
残留オーステナイト：全組織に対して体積率で５％以上、
更にベイナイト及び／又はマルテンサイトを含有しても良い組織を有し、且つ、
前記残留オーステナイトのうち、２％歪を加えることによりマルテンサイトへ変態する残留オーステナイトの割合が２０〜５０％であることを特徴とする加工性および形状凍結性に優れた高強度鋼板。 - 更に、質量％で、
Ｍｏ：１％以下 （０％を含まない）、
Ｎｉ：０．５％以下（０％を含まない）、
Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない）、
Ｃｒ：１％以下 （０％を含まない）
の少なくとも一種を含有するものである請求項１に記載の高強度鋼板。 - 更に、質量％で、
Ｔｉ：０．１％以下（０％を含まない）、
Ｎｂ：０．１％以下（０％を含まない）、
Ｖ ：０．１％以下（０％を含まない）
の少なくとも一種を含有するものである請求項２に記載の高強度鋼板。 - 更に、質量％で、
Ｃａ ：０．００３％以下（０％を含まない）、及び／又は、
ＲＥＭ：０．００３％以下（０％を含まない）
を含有するものである請求項２または３に記載の高強度鋼板。 - 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、
少なくとも熱延工程、第一の連続焼鈍工程、及び第二の連続焼鈍工程またはめっき工程を含み、
前記第一の連続焼鈍工程は、
Ａ1点以上Ａ3点以下の温度で１０〜３００秒加熱保持する工程；
引き続きＡ3点超の温度で１０〜３００秒加熱保持する工程；及び
３０℃／ｓｅｃ以上の平均冷却速度で、Ｍｓ点以下の温度まで冷却する工程を包含し、
前記第二の連続焼鈍工程またはめっき工程は、
Ａ1点以上Ａ3点以下の温度で１０〜６００秒加熱保持する工程；
３℃／ｓｅｃ以上の平均冷却速度で、Ｍｓ点以上Ｂｓ点以下の温度まで冷却する工程；及び
引き続きその温度域で１秒以上保持する工程を包含することを特徴とする加工性および形状凍結性に優れた高強度鋼板の製法。 - 前記熱延工程の後、第一の連続焼鈍工程に先立って冷延工程を含む請求項５に記載の高強度鋼板の製法。
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