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WO2012067160A1 - 成形性に優れた高強度鋼板、温間加工方法、および温間加工された自動車部品 - Google Patents

成形性に優れた高強度鋼板、温間加工方法、および温間加工された自動車部品 Download PDF

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Publication number
WO2012067160A1
WO2012067160A1 PCT/JP2011/076442 JP2011076442W WO2012067160A1 WO 2012067160 A1 WO2012067160 A1 WO 2012067160A1 JP 2011076442 W JP2011076442 W JP 2011076442W WO 2012067160 A1 WO2012067160 A1 WO 2012067160A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
less
steel sheet
martensite
warm
strength steel
Prior art date
Application number
PCT/JP2011/076442
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
村上　俊夫
エライジャ 柿内
英雄 畠
浅井　達也
直気 水田
Original Assignee
株式会社神戸製鋼所
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Filing date
Publication date
Family has litigation
First worldwide family litigation filed litigation Critical https://patents.darts-ip.com/?family=46084083&utm_source=google_patent&utm_medium=platform_link&utm_campaign=public_patent_search&patent=WO2012067160(A1) "Global patent litigation dataset” by Darts-ip is licensed under a Creative Commons Attribution 4.0 International License.
Application filed by 株式会社神戸製鋼所 filed Critical 株式会社神戸製鋼所
Priority to EP11840864.0A priority Critical patent/EP2641990B1/en
Priority to CN201180055275.XA priority patent/CN103210109B/zh
Priority to KR1020137012648A priority patent/KR101532491B1/ko
Priority to US13/988,210 priority patent/US20130259734A1/en
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    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength steel sheet excellent in formability, a warm working method using the same, and a warm-worked automobile part.
  • the high-strength steel sheet of the present invention includes a cold-rolled steel sheet, a hot-dip galvanized steel sheet, and an alloyed hot-dip galvanized steel sheet.
  • Thin steel plates used for automobile framework parts are required to have high strength in order to achieve collision safety and improved fuel efficiency. Therefore, it is required to ensure press formability while increasing the strength of the steel plate to 980 MPa class or higher. It is known that in a high-strength steel sheet of 980 MPa class or higher, it is effective to use steel utilizing the TRIP effect to achieve both high strength and formability (for example, see Patent Document 1).
  • Patent Document 1 discloses a high-strength steel sheet containing bainite or bainitic ferrite as a main phase and containing retained austenite ( ⁇ R ) in an area ratio of 3% or more.
  • this high-strength steel sheet has a tensile strength at room temperature of 980 MPa or more and does not reach an elongation of 20%, and further improvement in mechanical properties (hereinafter also simply referred to as “characteristics”) is required.
  • the present invention has been made by paying attention to the above circumstances, and its purpose is to secure a strength of 980 MPa or higher and a high-strength steel sheet having superior ductility (press workability) and warm working using the same. It is an object of the present invention to provide a method and an automotive part warm worked by the method.
  • the invention described in claim 1 % By mass (hereinafter the same for chemical components) C: 0.05 to 0.3% Si: 1 to 3%, Mn: 0.5 to 3%, P: 0.1% or less (including 0%), S: 0.01% or less (including 0%), Al: 0.001 to 0.1%, N: 0.002 to 0.03% And the balance has a component composition consisting of iron and impurities,
  • the area ratio for all tissues hereinafter the same for tissues
  • Polygonal ferrite 40% or less (including 0%) Having an organization including
  • the residual austenite has a C concentration (C ⁇ R ) of 0.5 to 1.2% by mass, This retained austenite is a high-strength steel sheet with excellent formability, characterized by the presence of 0.3% or more of martensite.
  • the invention described in claim 2 Ingredient composition further Cr: 0.01 to 3% Mo: 0.01 to 1%, Cu: 0.01-2%, Ni: 0.01-2%,
  • the invention according to claim 3 Ingredient composition further Ca: 0.0005 to 0.01%, Mg: 0.0005 to 0.01%,
  • the invention according to claim 4 A high-strength steel sheet warm working method characterized in that the high-strength steel sheet according to any one of claims 1 to 3 is processed within 3600 seconds after being heated to 200 to 400 ° C.
  • the invention described in claim 5 The automobile part processed by the method according to claim 4, wherein a region where the true strain applied during processing is 0.05 or more and a region where it is less than 0.05 are mixed, and the region where the true strain is maximum
  • the difference in yield stress between the first part and the smallest part is 200 MPa or less.
  • bainitic ferrite 50 to 90%
  • retained austenite 3% or more
  • martensite + the above retained austenite 10 to 50%
  • polygonal ferrite 40% or less
  • the residual austenite has a C concentration (C ⁇ R ) of 0.5 to 1.2% by mass, and the residual austenite is surrounded by martensite.
  • the steel sheet of the present invention is based on the structure of TRIP steel as in the above-described prior art, and particularly contains a predetermined amount of martensite and a carbon concentration of 0.5 to 1.2% by mass.
  • gamma R contains an area ratio of 3% or more, further, among the above gamma R, the point in which those surrounded by martensite is present at an area ratio of 0.3% or more, the prior art and differences is doing.
  • “Bainitic ferrite” in the present invention has a substructure having a lath-like structure with a high dislocation density in the bainite structure and is free of carbides in the structure. It is clearly different, and is also different from the polygonal ferrite structure having a substructure with little or no dislocation density, or a quasi-polygonal ferrite structure having a substructure such as fine subgrains (Japan Iron and Steel Institute Fundamental Study Group) (See the publication “Steel Bainite Photobook-1”).
  • bainitic ferrite having a uniform and fine structure, high ductility, high dislocation density and high strength as the parent phase.
  • the amount of the bainitic ferrite structure needs to be 50 to 90% (preferably 60 to 90%, more preferably 70 to 90%) in terms of the area ratio with respect to the entire structure. is there. This is because the effect of the bainitic ferrite structure is effectively exhibited.
  • the amount of the bainitic ferrite structure has, gamma are those defined by the balance of the R, so that can exhibit the desired properties, it is recommended to properly control.
  • ⁇ contains 3% or more of retained austenite ( ⁇ R ) in area ratio with respect to the entire structure> ⁇ R is useful for improving the total elongation, and in order to effectively exhibit such an effect, the area ratio is 3% or more (preferably 5% or more, more preferably 10% or more) with respect to the entire structure. It is necessary to exist. However, if it is present in a large amount, the stretch flangeability deteriorates, so it is preferably 20% or less.
  • Polygonal ferrite 40% or less (including 0%)> Polygonal ferrite is a soft phase and is effective in enhancing ductility, so it may be introduced in an area ratio of 40% or less that can guarantee strength. Preferably it is 30% or less.
  • C ⁇ R ⁇ C concentration of residual austenite ( ⁇ R ) (C ⁇ R ): 0.5 to 1.2% by mass>
  • C ⁇ R is, ⁇ R at the time of processing is an indicator that affects the stability of the transformation to martensite.
  • C gamma R is too low, gamma for R is unstable, after stressing, since the deformation-induced martensitic transformation occurs prior to plastic deformation, not bulging property can be obtained.
  • C gamma R is too high, gamma R becomes too stable, since the addition of machining work-induced martensitic transformation does not occur, not too bulging property can be obtained.
  • C gamma R is required to be 0.5 to 1.2 mass%. Preferably, it is 0.6 to 1.1% by mass.
  • ⁇ Residual austenite ( ⁇ R ) surrounded by martensite is 0.3% or more in area ratio with respect to the entire structure> Part of gamma R by covering martensite rigid, the remainder of the gamma R was expressed relatively early TRIP effect of deformation, the gamma R is deformed initially surrounded by martensite to the gamma R The concentration of strain is prevented, and the TRIP effect due to the processing-induced martensitic transformation is expressed in the later stage of deformation.
  • ⁇ R having an appropriate stability can be present in a wide temperature range. The temperature range where elongation can be obtained is expanded.
  • the tissue only may consist (martensite, bainitic ferrite, polygonal ferrite, gamma mixed structure of R), but does not impair the effects of the present invention, other heterologous You may have bainite as a structure
  • tissue Although this structure can inevitably remain in the manufacturing process of the steel sheet of the present invention, the smaller the number, the better. It is recommended to control the area ratio to 5% or less, more preferably 3% or less with respect to the entire structure. Is done.
  • each phase area ratio, gamma C concentration of R (C gamma R), and each method for measuring the area ratio of gamma R surrounded by martensite [Each phase area ratio, gamma C concentration of R (C gamma R), and each method for measuring the area ratio of gamma R surrounded by martensite]
  • each phase area ratio, C concentration of ⁇ R (C ⁇ R) and will be described the method for measuring the area ratio of gamma R surrounded by martensite.
  • the area ratio of the microstructure in the steel sheet is measured by repeller corrosion of the steel sheet, and by observing with a light microscope (magnification 1000 times), for example, the white area is defined as “martensite + retained austenite ( ⁇ R )”. did.
  • gamma C concentration area ratio and gamma R of the R was measured by X-ray diffraction method from the chemical polishing (ISIJ Int.Vol.33 (1933), No. 7, p. 776). Further, the area ratio of polygonal ferrite was determined by corroding a steel plate with nital, and by observing with an optical microscope (magnification 400 times) a massive white region having an equivalent circle diameter of 5 ⁇ m or more was identified as polygonal ferrite.
  • Area ratio of gamma R surrounded by martensite was determined as follows. First, SEM is combined with TSL's OIM (Orientation Imaging Microscope (registered trademark)) analysis system, EBSD (Electron Back Scatter Diffraction Pattern) measurement is performed at a pitch of 0.2 ⁇ m, FCC phase and BCC phase, and For the BCC phase, adjacent crystal grains and grain boundaries having an orientation difference of 15 ° or more are mapped. In this mapping, identifying the mapped region as FCC phase is defined as gamma R.
  • OIM Orientation Imaging Microscope (registered trademark) analysis system
  • EBSD Electro Back Scatter Diffraction Pattern
  • a region where the area of the grain boundary having an orientation difference of 15 ° or more in the BCC phase is 5 measurement points or less and a region that could not be analyzed as the FCC phase or the BCC phase are defined as martensite and identified.
  • the ⁇ R completely surrounded by the martensite thus identified was identified and defined as ⁇ R surrounded by the martensite, and the area ratio was determined.
  • Component composition of the steel sheet of the present invention C: 0.05 to 0.3% C is an essential element for obtaining a desired main structure (bainitic ferrite + martensite + ⁇ R ) while ensuring high strength. It is necessary to add 05% or more (preferably 0.10% or more, more preferably 0.15% or more). However, if it exceeds 0.3%, it is not suitable for welding.
  • Si 1 to 3%
  • Si is, gamma R is as effective element for suppressing the generating is decomposed and carbide.
  • Si is useful as a solid solution strengthening element.
  • Si 1% or more Preferably it is 1.1% or more, More preferably, it is 1.2% or more.
  • Si is added in excess of 3%, the formation of bainitic ferrite + martensite structure is hindered, the hot deformation resistance is increased, and the welds are easily embrittled. Since the surface property of the material is also adversely affected, the upper limit is made 3%.
  • it is 2.5% or less, More preferably, it is 2% or less.
  • Mn 0.5 to 3%
  • Mn also exerts an effect of promoting transformation and promoting the formation of bainitic ferrite + martensite structure. Further stabilizes the gamma, an element necessary for obtaining a desired gamma R.
  • it is necessary to add 0.5% or more.
  • it is 0.7% or more, More preferably, it is 1% or more.
  • adverse effects such as slab cracking are observed.
  • it is 2.5% or less, More preferably, it is 2% or less.
  • P 0.1% or less (including 0%) P is inevitably present as an impurity element, a good element be added to ensure the desired gamma R. However, when it exceeds 0.1%, secondary workability deteriorates. More preferably, it is 0.03% or less.
  • S 0.01% or less (including 0%) S is also an element unavoidably present as an impurity element, forms sulfide inclusions such as MnS, and becomes a starting point of cracking and deteriorates workability. Therefore, it is 0.01% or less. More preferably, it is 0.005% or less.
  • Al 0.001 to 0.1% Al, together with added as a deoxidizing agent, the Si coupled with, gamma R is as effective element for suppressing the generating is decomposed carbides. In order to exhibit such an action effectively, it is necessary to add 0.001% or more of Al. However, even if added excessively, the effect is saturated and is economically wasteful, so the upper limit is made 0.1%.
  • N 0.002 to 0.03%
  • N is an unavoidable element, but forms a precipitate when combined with carbonitride-forming elements such as Al and Nb, and contributes to strength improvement and microstructure refinement.
  • austenite grain coarsening the N content is too low, as a result, the aspect ratio for gamma R which elongated lath structure becomes mainly increases.
  • the N content is too high, casting becomes difficult with low carbon steel such as the material of the present invention, and therefore the production itself cannot be performed.
  • the steel of the present invention basically contains the above components, and the balance is substantially iron and unavoidable impurities, but the following allowable components can be added as long as the effects of the present invention are not impaired. .
  • Cr 0.01 to 3% Mo: 0.01 to 1%, Cu: 0.01-2%, Ni: 0.01-2%, B: 1 or more kinds of 0.00001 to 0.01%
  • Cr 0.01% or more (more preferably 0.05% or more)
  • Mo 0.01% or more (more preferably 0.02% or more)
  • Cu 0.01% or more
  • Ni 0.01% or more
  • B 0.00001% or more (more preferably 0.0002%) It is recommended to add each of the above.
  • Cr is added in an amount of 3%
  • Mo is added in an amount of 1%
  • Cu and Ni are added in an amount of more than 2%
  • B is added in an amount exceeding 0.01%
  • the above effect is saturated, which is economically wasteful.
  • Cr is 2.0% or less
  • Mo is 0.8% or less
  • Cu is 1.0% or less
  • Ni is 1.0% or less
  • B is 0.0030% or less.
  • Ca 0.0005 to 0.01%
  • Mg 0.0005 to 0.01%
  • REM One or more of 0.0001 to 0.01%
  • These elements are effective elements for controlling the form of sulfide in steel and improving workability.
  • examples of the REM (rare earth element) used in the present invention include Sc, Y, and lanthanoid.
  • Ca and Mg are each added to 0.0005% or more (more preferably 0.001% or more), and REM is added to 0.0001% or more (more preferably 0.0002% or more). It is recommended to do.
  • Ca and Mg are 0.003% or less
  • REM is 0.006% or less.
  • the steel sheet of the present invention is excellent in elongation and deep drawability even at room temperature, and may be cold-worked when forming into a part, but after heating to an appropriate temperature between 200-400 ° C It is particularly recommended to work within 3600 seconds (more preferably within 1200 seconds).
  • the automobile parts processed by the warm processing method are excellent in elongation and deep drawability, and in particular, the true strain applied during the warm processing is 0.05 or more and less than 0.05.
  • a region in which the difference in yield stress between the region having the maximum true strain and the region having the minimum true strain is 200 MPa or less is recommended.
  • steel sheet containing gamma R is typically a low yield ratio and a high rate of work hardening in a low strain region. Therefore, in the region where the applied strain amount is small, the strength after applying the strain, in particular, the strain amount dependency of the yield stress becomes very large.
  • the amount of strain applied varies depending on the part, and there is a region where strain is hardly applied partially. For this reason, a large strength difference may occur between a region where machining is performed and a region where machining is not performed in the component, and a strength distribution may be formed in the component.
  • deformation and buckling occur due to the yielding of the low-strength region, so that the part having the lowest strength is rate-determined.
  • gamma caused by yield stress lower steel containing R when introducing the gamma R, martensite is formed at the same time, is considered to introduce mobile dislocations in the matrix phase surrounding during metamorphosis. Therefore, if this dislocation movement is prevented even in a region where the amount of processing is small, the yield stress can be improved and the component strength can be increased.
  • it is effective to heat the material to eliminate the movable dislocations or to stop it by strain aging such as solute carbon, which can increase the yield stress.
  • gamma press molding is heated to a proper temperature between the steel sheet including the R 200 ⁇ 400 °C (warm working), the higher yield strength at small portion of strain, the intensity distribution in the part is reduced As a result, the component strength can be improved.
  • a part having a difference in yield stress between the part having the maximum true strain and the part having the minimum true strain of 200 MPa or less is more suitable as an automobile part because the strength distribution in the part is small and the part strength is high.
  • the present invention steel sheet, the steel satisfying the above ingredient composition, hot rolling and then after cold rolling, although manufactured by a heat treatment, in order to surround a part of the gamma R in martensite The manufacturing conditions may be set based on the following concept.
  • the hot rolling finish temperature (rolling end temperature, FDT) is set to 900-1000 ° C, and the coiling temperature is set to 600-700 ° C, which is higher than before, thereby making the structure of hot rolled material coarser than before. by previously, the tissue becomes coarse, which is formed by the subsequent heat treatment process, also increases the size of resulting in gamma R.
  • Heat treatment conditions Regarding heat treatment conditions, soaking in austenitic ( ⁇ + ⁇ ) two-phase region or ⁇ single-phase region, soaking at a predetermined cooling rate and supercooling, followed by a predetermined time at the supercooling temperature A desired tissue can be obtained by holding and austempering. It should be noted that plating or further alloying treatment may be performed without significantly degrading the desired structure and within the range not impairing the action of the present invention.
  • the following heat treatment conditions are recommended. That is, in order to austenize the cold-rolled material after the cold rolling, it is (Ac ++ Ac3) or higher (preferably 0.5Ac1 + 0.5Ac3 or higher) at 950 ° C., which is a ( ⁇ + ⁇ ) two-phase region or a ⁇ single-phase region. After holding for 1800 seconds or less (preferably 900 seconds or less) in the temperature range below (preferably 930 ° C or less), 7 ° C / second or more (preferably 10 ° C / second or more, more preferably 15 ° C / second or more) In particular, at an average cooling rate of 20 ° C./second or more), it is rapidly cooled to a temperature range of 350 to 500 ° C.
  • the temperature is kept at a supercooling temperature for 10 to 100 seconds (preferably 20 to 60 seconds) for austempering, and then cooled to room temperature.
  • tissue of this invention can be obtained also on the following heat processing conditions. That is, in order to austenize the cold-rolled material after the cold rolling, it is (Ac ++ Ac3) or higher (preferably 0.5Ac1 + 0.5Ac3 or higher) at 950 ° C., which is a ( ⁇ + ⁇ ) two-phase region or a ⁇ single-phase region.
  • Example 1 [Examination of composition and production conditions affecting mechanical properties of high-strength steel sheet]
  • the influence of the mechanical properties of the high-strength steel sheet when the component composition and manufacturing conditions were changed was investigated.
  • the slab After vacuum-melting the test steel consisting of each component composition shown in Table 1 to form a slab with a plate thickness of 30 mm, the slab was hot-rolled under each production condition shown in Table 2 and cold-rolled. Heat treatment was applied. Specifically, the slab is heated to 1200 ° C., hot-rolled to a sheet thickness tmm at a rolling finish temperature (FDT) T1 ° C., then placed in a holding furnace at a coiling temperature T2 ° C., and air-cooled. Simulated board winding.
  • FDT rolling finish temperature
  • this cold-rolled material is heated at 10 ° C./second to a soaking temperature T3 ° C., held at that temperature for 90 seconds, then cooled at a cooling rate R4 ° C./second, and held at a subcooling temperature T5 ° C. for t5 seconds. Then, it was air-cooled, or held at a subcooling temperature T5 ° C. for t5 seconds, and further held at a holding temperature T6 ° C. for t6 seconds, and then air-cooled.
  • each phase area ratio, C concentration of ⁇ R (C ⁇ R), and, in martensite the area ratio of the enclosed gamma R was measured.
  • the area ratio of gamma R surrounded by martensite was measured using those incorporating the OIM analysis system TSL manufactured in SEM made JEOL (model number JSM-5410).
  • TS tensile strength
  • EL total elongation
  • TS and EL were measured using a JIS No. 5 test piece by a tensile test.
  • the strain rate in the tensile test was 1 mm / second.
  • Steel No. 1 to 3, 9 to 18, and 26 to 33 are all steels satisfying the range of the composition of the present invention, and are manufactured under the recommended manufacturing conditions.
  • the present invention satisfies the requirements of the structure regulation of the present invention. It was a steel plate, and both the room temperature characteristics and the warm characteristics met the judgment criteria, and a high-strength steel sheet excellent in formability was obtained.
  • Steel No. Nos. 4 to 8 and 19 to 25 are comparative steel plates that do not satisfy at least one of the component composition and the structure requirements defined in the present invention, and the room temperature characteristics and the warm characteristics do not satisfy the judgment criteria.
  • FIG. 1 shows the results of EBSD measurement.
  • the portion indicated by a gray or black small hexagon is ⁇ R
  • the portion indicated by a white small hexagon is martensite
  • the portion indicated by a white wide area is a matrix bay.
  • Nitic ferrite is connected to each other, basically being in contact with the bainitic ferrite of the matrix.
  • ⁇ R is finely divided and is often embedded (enclosed) in a fine martensite phase.
  • Example 2 [Examination of appropriate temperature range for warm working]
  • Example 3 [Examination of appropriate temperature range for warm working]
  • Example 3 [Examination of the effect of processing temperature on strength variations in parts] Furthermore, in order to investigate the influence of the processing temperature on the variation in strength due to the strain distribution in the part obtained by processing the steel sheet of the present invention, 27, at each of room temperature and 300 ° C., with no processing giving true strain at all (true strain 0%), or after applying processing to give 5% true strain, again at room temperature A tensile test was performed to measure the yield stress (YS). The results are shown in Table 6.
  • the parts obtained by warm working the steel sheet of the present invention have less variation in yield stress due to differences in the amount of work in the parts than parts obtained by cold working, It was confirmed that the component strength was improved.
  • the present invention can be applied to cold-rolled steel sheets, hot-dip galvanized steel sheets, and alloyed hot-dip galvanized steel sheets, has high strength and excellent workability, and is suitable for, for example, automobile frame parts.

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Abstract

　本発明の高強度鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０５～０．３％、Ｓｉ：１～３％、Ｍｎ：０．５～３％、Ｐ：０．１％以下（０％を含む）、Ｓ：０．０１％以下（０％を含む）、Ａｌ：０．００１～０．１％、Ｎ：０．００２～０．０３％を含み、残部が鉄および不純物からなる成分組成を有し、全組織に対する面積率で、ベイニティック・フェライト：５０～９０％、残留オーステナイト（γＲ）：３％以上、マルテンサイト＋上記γＲ：１０～５０％、ポリゴナル・フェライト：４０％以下（０％を含む）を含む組織を有し、上記γＲは、そのＣ濃度（ＣγＲ）が０．５～１．２質量％であり、このγＲのうち、マルテンサイトに囲まれたものが０．３％以上存在する。そして、本発明の高強度鋼板は、９８０ＭＰａ級以上の強度を有し、延性にもより優れる。

Description

成形性に優れた高強度鋼板、温間加工方法、および温間加工された自動車部品
　本発明は、成形性に優れた高強度鋼板およびそれを用いた温間加工方法、ならびに温間加工された自動車部品に関する。なお、本発明の高強度鋼板としては、冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、および、合金化溶融亜鉛めっき鋼板が含まれる。
　自動車用骨格部品に供される薄鋼板は衝突安全性と燃費改善を実現するため、高強度化が求められている。そのため、鋼板強度を９８０ＭＰａ級以上に高強度化しつつも、プレス成形性を確保することが要求されている。９８０ＭＰａ級以上の高強度鋼板において、高強度化と成形性確保を両立させるにはＴＲＩＰ効果を活用した鋼を用いることが有効であることが知られている（例えば、特許文献１参照）。
　上記特許文献１には、ベイナイトまたはベイニティック・フェライトを主相とし、残留オーステナイト（γＲ）を面積率で３％以上含有する高強度鋼板が開示されている。しかしながら、この高強度鋼板は、室温での引張強度９８０ＭＰａ以上で伸びが２０％に達しておらず、さらなる機械的特性（以下、単に「特性」ともいう。）の改善が求められる。
　一方、冷間での成形ではＴＲＩＰ鋼板でも成形性に限界があることから、一層の伸び改善のため、１００～４００℃で温間加工することでＴＲＩＰ効果をさらに有効に発現させて伸びを高める技術が提案されている（非特許文献１、特許文献２参照）。
　上記特許文献２の表２に示すように、ベイニティック・フェライト主体の組織に炭素濃度１質量％以上のγＲを存在させることで、２００℃付近での伸びを１２００ＭＰａ級で２３％まで改善できている。しかしながら、これらの鋼板は、機械的特性を確保できる温度範囲が比較的狭いため、プレス成形の際に安定して成形することが難しい。
日本国特開２００３－１９３１９号公報 日本国特開２００４－１９００５０号公報
杉本公一，宋星武，坂口淳也，長坂明彦，鹿島高弘，「超高強度低合金ＴＲＩＰ型ベイニティックフェライト鋼板の温間成形性」，鉄と鋼，２００５年，第９１巻、第２号，ｐ．３４－４０
　本発明は上記事情に着目してなされたものであり、その目的は、９８０ＭＰａ級以上の強度を確保しつつ、より延性（プレス加工性）に優れた高強度鋼板およびそれを用いた温間加工方法、ならびにその方法で温間加工された自動車部品を提供することにある。
　請求項１に記載の発明は、
　質量％で（以下、化学成分について同じ。）、
Ｃ　：０．０５～０．３％、
Ｓｉ：１～３％、
Ｍｎ：０．５～３％、
Ｐ　：０．１％以下（０％を含む）、
Ｓ　：０．０１％以下（０％を含む）、
Ａｌ：０．００１～０．１％、
Ｎ　：０．００２～０．０３％
を含み、残部が鉄および不純物からなる成分組成を有し、
　全組織に対する面積率で（以下、組織について同じ。）、
ベイニティック・フェライト：５０～９０％、
残留オーステナイト：３％以上、
マルテンサイト＋上記残留オーステナイト：１０～５０％、
ポリゴナル・フェライト：４０％以下（０％を含む）
を含む組織を有し、
　上記残留オーステナイトは、そのＣ濃度（ＣγＲ）が０．５～１．２質量％であり、
　この残留オーステナイトのうち、マルテンサイトに囲まれたものが０．３％以上存在することを特徴とする成形性に優れた高強度鋼板である。
　請求項２に記載の発明は、
　成分組成が、さらに、
Ｃｒ：０．０１～３％
Ｍｏ：０．０１～１％、
Ｃｕ：０．０１～２％、
Ｎｉ：０．０１～２％、
Ｂ　：０．００００１～０．０１％の１種または２種以上
を含むものである請求項１に記載の成形性に優れた高強度鋼板である。
　請求項３に記載の発明は、
　成分組成が、さらに、
Ｃａ　：０．０００５～０．０１％、
Ｍｇ　：０．０００５～０．０１％、
ＲＥＭ：０．０００１～０．０１％の１種または２種以上
を含むものである請求項１または２に記載の成形性に優れた高強度鋼板である。
　請求項４に記載の発明は、
　請求項１～３のいずれか１項に記載の高強度鋼板を、２００～４００℃に加熱後、３６００秒以内に加工することを特徴とする高強度鋼板の温間加工方法である。
　請求項５に記載の発明は、
　請求項４に記載の方法で加工された自動車部品であって、加工時に加えられた真ひずみが０．０５以上の領域と０．０５未満の領域とが混在し、上記真ひずみが最大の部位と最小の部位との間での降伏応力の差異が２００ＭＰａ以下であることを特徴とする自動車部品である。
　本発明によれば、全組織に対する面積率で、ベイニティック・フェライト：５０～９０％、残留オーステナイト：３％以上、マルテンサイト＋上記残留オーステナイト：１０～５０％、ポリゴナル・フェライト：４０％以下（０％を含む）を含む組織を有し、上記残留オーステナイトは、そのＣ濃度（ＣγＲ）が０．５～１．２質量％であり、この残留オーステナイトのうち、マルテンサイトに囲まれたものが０．３％以上存在するものとすることで、広い温度範囲で９８０ＭＰａ級以上の強度を維持しつつ伸びを確保した高強度鋼板、およびそれを用いた温間加工方法、ならびにその方法で温間加工された自動車部品を提供できるようになった。
本発明鋼板（ａ）および比較鋼板（ｂ）の断面組織写真である。
　上述したように、本発明者らは、上記従来技術と同様の、転位密度の高い下部組織（マトリックス）を有するベイニティック・フェライトと残留オーステナイト（γＲ）を含有するＴＲＩＰ鋼板に着目し、強度を確保しつつ、伸び性を一層向上させるべく、さらに検討を重ねてきた。
　その結果、（１）組織中にマルテンサイトを一部導入することで、強度を確保したうえで、（２）炭素濃度０．５～１．２質量％のγＲを面積率で３％以上含有させることで、ＴＲＩＰ効果により伸びを高め、（３）さらに、上記γＲのうち、面積率で０．３％以上のγＲを、マトリックスのベイニティック・フェライトに接しさせずに、硬質なマルテンサイトに覆わせることで、塑性変形時に当該γＲにひずみが加わりにくくして、変形初期の加工誘起変態を抑制しつつ、変形後期にも加工変形誘起変態を起こしやすくすることにより、加工硬化を広い範囲で実現できることを見出し、該知見に基づいて本発明を完成するに至った。
　以下、まず本発明鋼板を特徴づける組織について説明する。
〔本発明鋼板の組織〕
　上述したとおり、本発明鋼板は、上記従来技術と同じくＴＲＩＰ鋼の組織をベースとするものであるが、特に、マルテンサイトを所定量含有するとともに、炭素濃度０．５～１．２質量％のγＲを面積率で３％以上含有し、さらに、上記γＲのうち、マルテンサイトに囲まれているものが面積率で０．３％以上存在するものである点で、上記従来技術と相違している。
＜ベイニティック・フェライト：５０～９０％＞
　本発明における「ベイニティック・フェライト」とは、ベイナイト組織が転位密度の高いラス状組織を持った下部組織を有しており、組織内に炭化物を有していない点で、ベイナイト組織とは明らかに異なり、また、転位密度がないかあるいは極めて少ない下部組織を有するポリゴナル・フェライト組織、あるいは細かいサブグレイン等の下部組織を持った準ポリゴナル・フェライト組織とも異なっている（日本鉄鋼協会　基礎研究会　発行「鋼のベイナイト写真集－１」参照）。
　このように本発明鋼板の組織は、均一微細で延性に富み、かつ、転位密度が高く強度が高いベイニティック・フェライトを母相とすることで強度と成形性のバランスを高めることができる。
　本発明鋼板では、上記ベイニティック・フェライト組織の量は、全組織に対して面積率で５０～９０％（好ましくは６０～９０％、より好ましくは７０～９０％）であることが必要である。これにより、上記ベイニティック・フェライト組織による効果が有効に発揮されるからである。なお、上記ベイニティック・フェライト組織の量は、γＲ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よう、適切に制御することが推奨される。
＜残留オーステナイト（γＲ）を全組織に対して面積率で３％以上含有＞
　γＲは全伸びの向上に有用であり、このような作用を有効に発揮させるためには、全組織に対して面積率で３％以上（好ましくは５％以上、より好ましくは１０％以上）存在することが必要である。ただし、多量に存在すると伸びフランジ性が劣化するので、２０％以下とするのが好ましい。
＜マルテンサイト＋上記残留オーステナイト（γＲ）：１０～５０％＞
　強度確保のため、組織中にマルテンサイトを一部導入するが、マルテンサイトの量が多くなりすぎると成形性が確保できなくなるので、全組織に対してマルテンサイト＋γＲの合計面積率で１０％以上（好ましくは１２％以上、より好ましくは１６％以上）５０％以下に制限した。
＜ポリゴナル・フェライト：４０％以下（０％を含む）＞
　ポリゴナル・フェライトは軟質相であり、延性を高めるのには有効であるため、強度が保証できる面積率４０％以下の範囲で導入してもよい。好ましくは３０％以下である。
＜残留オーステナイト（γＲ）のＣ濃度（ＣγＲ）：０．５～１．２質量％＞
　ＣγＲは、加工時にγＲがマルテンサイトに変態する安定度に影響する指標である。ＣγＲが低すぎると、γＲが不安定なため、応力付与後、塑性変形する前に加工誘起マルテンサイト変態が起るため、張り出し成形性が得られなくなる。一方、ＣγＲが高すぎると、γＲが安定になりすぎて、加工を加えても加工誘起マルテンサイト変態が起らないため、やはり張り出し成形性が得られなくなる。十分な張り出し成形性を得るためには、ＣγＲは０．５～１．２質量％とする必要がある。好ましくは０．６～１．１質量％である。
＜マルテンサイトに囲まれた残留オーステナイト（γＲ）が全組織に対して面積率で０．３％以上存在＞
　一部のγＲを硬質のマルテンサイトで覆うことで、残りのγＲは変形の比較的初期にＴＲＩＰ効果を発現させ、マルテンサイトで囲まれたγＲは変形初期には当該γＲへのひずみの集中を防止し、変形後期に加工誘起マルテンサイト変態によるＴＲＩＰ効果を発現させるようにする。このようにすることで、冷間成形では広いひずみ範囲でＴＲＩＰ効果が発現するので高い伸びが得られ、温間成形では広い温度範囲で適正な安定度のγＲを存在させることができるので高い伸びが得られる温度範囲が広がる。
　上記冷間成形における広いひずみ範囲でのＴＲＩＰ効果の発現及び温間成形における広い温度範囲でのＴＲＩＰ効果の発現のためには、マルテンサイトで囲まれたγＲは、全組織に対して面積率で０．３％以上存在させる必要がある。
　本発明の鋼板は、上記組織のみ（マルテンサイト、ベイニティック・フェライト、ポリゴナル・フェライト、γＲの混合組織）からなっていてもよいが、本発明の作用を損なわない範囲で、他の異種組織として、ベイナイトを有していてもよい。この組織は本発明鋼板の製造過程で必然的に残存し得るものであるが、少なければ少ない程よく、全組織に対して面積率で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。
〔各相の面積率、γＲのＣ濃度（ＣγＲ）、および、マルテンサイトに囲まれたγＲの面積率の各測定方法〕
　ここで、各相の面積率、γＲのＣ濃度（ＣγＲ）、および、マルテンサイトに囲まれたγＲの面積率の各測定方法について説明する。
　鋼板中組織の面積率は、鋼板をレペラー腐食し、光学顕微鏡観察（倍率１０００倍）により、例えば白い領域を「マルテンサイト＋残留オーステナイト（γＲ）」と定義して、組織の面積率を測定した。
　なお、γＲの面積率およびγＲのＣ濃度（ＣγＲ）は、鋼板の１／４の厚さまで研削した後、化学研磨してからＸ線回折法により測定した（ＩＳＩＪ　Ｉｎｔ．Ｖｏｌ．３３，（１９３３），Ｎｏ．７，ｐ．７７６）。また、ポリゴナル・フェライトの面積率は、鋼板をナイタール腐食し、光学顕微鏡観察（倍率４００倍）により、円相当直径５μｍ以上の塊状の白い領域をポリゴナル・フェライトと同定して面積率を求めた。さらにパーライト等のその他組織の面積率を光学顕微鏡観察（倍率１０００倍）にて同定した後、「マルテンサイト＋残留オーステナイト（γＲ）」および「ポリゴナル・フェライト」および「その他組織」以外の部分をベイニティック・フェライトとして、面積率を算出した。
　マルテンサイトに囲まれたγＲの面積率は、以下のようにして求めた。まず、ＳＥＭにＴＳＬ社製のＯＩＭ（Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ　Ｉｍａｇｉｎｇ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ（登録商標名））解析システムを組み合わせて、０．２μｍピッチでＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｂａｃｋ　Ｓｃａｔｔｅｒ　Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ　Ｐａｔｔｅｒｎ）測定を行い、ＦＣＣ相とＢＣＣ相と、さらにＢＣＣ相については隣接した結晶粒と１５°以上の方位差がある粒界とをマッピングする。このマッピングの中で、ＦＣＣ相としてマッピングされた領域をγＲと定義して同定する。また、ＢＣＣ相で１５°以上の方位差がある粒界の面積が５測定点以下の領域、および、ＦＣＣ相もしくはＢＣＣ相として解析できなかった領域をマルテンサイトと定義して同定する。このようにして同定されたマルテンサイトに周囲を完全に囲まれたγＲを識別し、それをマルテンサイトに囲まれたγＲと定義して同定し、その面積率を求めた。
　次に、本発明鋼板を構成する成分組成について説明する。以下、化学成分の単位はすべて質量％である。
〔本発明鋼板の成分組成〕
Ｃ：０．０５～０．３％
　Ｃは、高強度を確保しつつ、所望の主要組織（ベイニティック・フェライト＋マルテンサイト＋γＲ）を得るために必須の元素であり、このような作用を有効に発揮させるためには０．０５％以上（好ましくは０．１０％以上、より好ましくは０．１５％以上）添加する必要がある。ただし、０．３％超では溶接に適さない。
Ｓｉ：１～３％
　Ｓｉは、γＲが分解して炭化物が生成するのを有効に抑制する元素である。特にＳｉは、固溶強化元素としても有用である。このような作用を有効に発揮させるためには、Ｓｉを１％以上添加する必要がある。好ましくは１．１％以上、より好ましくは１．２％以上である。ただし、Ｓｉを３％を超えて添加すると、ベイニティック・フェライト＋マルテンサイト組織の生成が阻害される他、熱間変形抵抗が高くなって溶接部の脆化を起こしやすくなり、さらには鋼板の表面性状にも悪影響を及ぼすので、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。
Ｍｎ：０．５～３％
　Ｍｎは、固溶強化元素として有効に作用する他、変態を促進してベイニティック・フェライト＋マルテンサイト組織の生成を促進する作用も発揮する。さらにはγを安定化し、所望のγＲを得るために必要な元素である。このような作用を有効に発揮させるためには、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。ただし、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。
Ｐ　：０．１％以下（０％を含む）
　Ｐは不純物元素として不可避的に存在するが、所望のγＲを確保するために添加してもよい元素である。ただし、０．１％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０．０３％以下である。
Ｓ　：０．０１％以下（０％を含む）
　Ｓも不純物元素として不可避的に存在し、ＭｎＳ等の硫化物系介在物を形成し、割れの起点となって加工性を劣化させる元素である。そのため０．０１％以下とする。より好ましくは０．００５％以下である。
Ａｌ：０．００１～０．１％
　Ａｌは、脱酸剤として添加されるとともに、上記Ｓｉと相俟って、γＲが分解して炭化物が生成するのを有効に抑制する元素である。このような作用を有効に発揮させるためには、Ａｌを０．００１％以上添加する必要がある。ただし、過剰に添加しても効果が飽和し経済的に無駄であるので、その上限を０．１％とする。
Ｎ：０．００２～０．０３％
　Ｎは、不可避的に存在する元素であるが、ＡｌやＮｂなどの炭窒化物形成元素と結びつくことで析出物を形成し、強度向上や組織の微細化に寄与する。Ｎ含有量が少なすぎるとオーステナイト粒が粗大化し、その結果、伸長したラス状組織が主体になるためγＲのアスペクト比が大きくなる。一方、Ｎ含有量が多すぎると、本発明の材料のような低炭素鋼では鋳造が困難になるため、製造自体ができなくなる。
　本発明の鋼は上記成分を基本的に含有し、残部が実質的に鉄および不可避的不純物であるが、その他、本発明の作用を損なわない範囲で、以下の許容成分を添加することができる。
Ｃｒ：０．０１～３％
Ｍｏ：０．０１～１％、
Ｃｕ：０．０１～２％、
Ｎｉ：０．０１～２％、
Ｂ　：０．００００１～０．０１％の１種または２種以上
　これらの元素は、鋼の強化元素として有用であるとともに、γＲの安定化や所定量の確保に有効な元素である。このような作用を有効に発揮させるためには、Ｃｒ：０．０１％以上（より好ましくは０．０５％以上）、Ｍｏ：０．０１％以上（より好ましくは０．０２％以上）、Ｃｕ：０．０１％以上（より好ましくは０．１％以上）、Ｎｉ：０．０１％以上（より好ましくは０．１％以上）、Ｂ：０．００００１％以上（より好ましくは０．０００２％以上）を、それぞれ添加することが推奨される。ただし、Ｃｒは３％、Ｍｏは１％、ＣｕおよびＮｉはそれぞれ２％、Ｂは０．０１％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Ｃｒ：２．０％以下、Ｍｏ：０．８％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｂ：０．００３０％以下である。
Ｃａ　：０．０００５～０．０１％、
Ｍｇ　：０．０００５～０．０１％、
ＲＥＭ：０．０００１～０．０１％の１種または２種以上
　これらの元素は、鋼中硫化物の形態を制御し、加工性向上に有効な元素である。ここで、本発明に用いられるＲＥＭ（希土類元素）としては、Ｓｃ、Ｙ、ランタノイド等が挙げられる。上記作用を有効に発揮させるためには、ＣａおよびＭｇはそれぞれ０．０００５％以上（より好ましくは０．００１％以上）、ＲＥＭは０．０００１％以上（より好ましくは０．０００２％以上）添加することが推奨される。ただし、ＣａおよびＭｇはそれぞれ０．０１％、ＲＥＭは０．０１％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ＣａおよびＭｇは０．００３％以下、ＲＥＭは０．００６％以下である。
〔温間加工方法〕
　上記本発明鋼板は、常温下にても伸びおよび深絞り性に優れているので、部品への成形に当たり冷間加工してもよいが、２００～４００℃の間の適正な温度に加熱した後、３６００秒以内（より好ましくは１２００秒以内）に加工するのが特に推奨される。
　γＲの安定度が最適になる温度条件下で、γＲの分解が起る前に加工することにより、伸びおよび深絞り性を最大化させることができる。
〔自動車部品〕
　上記温間加工方法で加工された自動車部品は、伸びおよび深絞り性に優れるものであるが、特に、上記温間加工時に加えられた真ひずみが０．０５以上の領域と０．０５未満の領域とが混在し、上記真ひずみが最大の部位と最小の部位との間での降伏応力の差異が２００ＭＰａ以下であるものが推奨される。
　γＲを含む鋼板は一般に低降伏比であり、かつ、低ひずみ域での加工硬化率が高い。そのため、付与するひずみ量が小さい領域での、ひずみ付与後の強度、特に降伏応力のひずみ量依存性が非常に大きくなる。プレス加工により部品を成形する場合、部位により加わるひずみ量が異なり、部分的には殆どひずみが加わらないような領域も存在する。このため、部品内において加工の加わる領域と加工の加わらない領域とで大きな強度差が生じ、部品内に強度分布が形成されることがある。このような強度分布が存在する場合、強度の低い領域が降伏することで変形や座屈が起こるため、部品強度としては最も強度の低い部分が律速することとなる。
　γＲを含む鋼で降伏応力が低い原因は、γＲを導入する際に、同時に形成されるマルテンサイトが、変態時に周囲の母相中に可動転位を導入するためと考えられる。したがって、加工量の少ない領域でもこの転位の移動を防止すれば、降伏応力が向上でき、部品強度を高められる。可動転位の移動を抑制するには、素材を加熱して可動転位をなくしたり、固溶炭素などのひずみ時効で止めたりすることが有効であり、そうすることで降伏応力を高めることができる。
　そのため、γＲを含む鋼板を２００～４００℃の間の適正温度に加熱してプレス成形（温間加工）すると、ひずみの小さい部分でも降伏強度が高くなって、部品中の強度分布が小さくなることで部品強度を向上させることができることとなる。
　具体的には、上記プレス成形（温間加工）時に加えられた真ひずみが０．０５以上の領域と０．０５未満の領域とが混在するような低ひずみ域を有する部品であっても、上記真ひずみが最大の部位と最小の部位との間での降伏応力の差異が２００ＭＰａ以下である部品は、部品中の強度分布が小さく部品強度が高くなるため、自動車部品としてより好適なものとなる。
　次に、上記本発明鋼板を得るための好ましい製造方法を以下に説明する。
〔本発明鋼板の好ましい製造方法〕
　本発明鋼板は、上記成分組成を満足する鋼材を、熱間圧延し、ついで冷間圧延した後、熱処理を行って製造するが、γＲの一部をマルテンサイトで囲むようにするためには、以下の考え方で製造条件を設定すればよい。すなわち、オーステンパ中のベイナイト変態を適切な段階に制御して未変態オーステナイトへの炭素濃化を適正なレベルに制御し、かつ、未変態オーステナイトのサイズを粗大にしておくことで、オーステンパ後の冷却中に未変態オーステナイトの一部分がマルテンサイト変態し、そのマルテンサイト中に未変態オーステナイトが残留するといったメカニズムにより、オーステンパ終了後の冷却中に、マルテンサイトがγＲを囲むような形で形成される。この際にオーステナイト中の炭素含有量が少なすぎると冷却中にマルテンサイト変態する割合が多くなりγＲ量が確保できない。一方、炭素含有量が多すぎると未変態オーステナイトの大半がγＲとして残存するようになるため、マルテンサイトに囲まれるγＲ量が少なくなる。そして、γＲのサイズを大きくするためには、初期組織を粗大にしておく必要がある。
［熱間圧延条件］
　そのため、熱間圧延の仕上げ温度（圧延終了温度、ＦＤＴ）を９００～１０００℃、巻取り温度を６００～７００℃と従来より高めの温度とすることで、熱延材の組織を従来より粗大にしておくことにより、その後の熱処理プロセスで形成される組織が粗大になり、結果的にγＲのサイズも大きくなる。
［冷間圧延条件］
　また、冷間圧延の際の冷延率を１０～３０％（より好ましくは１０～２０％）と小さくすることで、その後の焼鈍工程での加熱時における再結晶組織を粗くし、さらに冷却時における逆変態組織が粗くなるようにする。
［熱処理条件］
　熱処理条件については、オーステナイト化するため（γ＋α）２相域またはγ単相域のいずれかの温度域で均熱し、所定の冷却速度で急冷して過冷した後、その過冷温度で所定時間保持してオーステンパ処理することで所望の組織を得ることができる。なお、所望の組織を著しく分解させることなく、本発明の作用を損なわない範囲で、めっき、さらには合金化処理してもよい。
　具体的には、以下の熱処理条件が推奨される。すなわち、上記冷間圧延後の冷延材を、オーステナイト化するため、（γ＋α）２相域またはγ単相域である、０．６Ａｃ１＋０．４Ａｃ３以上（好ましくは０．５Ａｃ１＋０．５Ａｃ３以上）９５０℃以下（好ましくは９３０℃以下）の温度域で１８００秒以下（好ましくは９００秒以下）の時間保持した後、７℃／秒以上（好ましくは１０℃／秒以上、より好ましくは１５℃／秒以上、特に好ましくは２０℃／秒以上）の平均冷却速度で、３５０～５００℃（好ましくは３８０～４８０℃、さらに好ましくは４２０～４６０℃）の温度域まで急冷して過冷し、この急冷停止温度（過冷温度）で１０～１００秒（好ましくは２０～６０秒）の時間保持してオーステンパ処理した後、常温まで冷却する。
　なお、上記推奨の熱処理条件に限られるものではなく、例えば、以下の熱処理条件にても本発明の組織を得ることができる。すなわち、上記冷間圧延後の冷延材を、オーステナイト化するため、（γ＋α）２相域またはγ単相域である、０．６Ａｃ１＋０．４Ａｃ３以上（好ましくは０．５Ａｃ１＋０．５Ａｃ３以上）９５０℃以下（好ましくは９３０℃以下）の温度域で１８００秒以下（好ましくは９００秒以下）の時間保持した後、７℃／秒以上（好ましくは１０℃／秒以上、より好ましくは１５℃／秒以上、特に好ましくは２０℃／秒以上）の平均冷却速度で、３５０～５００℃（好ましくは３８０～４８０℃、さらに好ましくは４２０～４６０℃）の温度域まで急冷して過冷し、この急冷停止温度（過冷温度）で１０～１００秒（好ましくは２０～６０秒）の時間保持してオーステンパ処理した後（ここまで前記の場合と同じ熱処理条件である。）、４８０～６００℃（好ましくは４８０～５５０℃）の温度域で１～１００秒の時間再加熱して合金化処理した後、常温まで冷却する。
（実施例１）
〔高強度鋼板の機械的特性に及ぼす成分組成および製造条件の検討〕
　本実施例では、成分組成および製造条件を変化させた場合における高強度鋼板の機械的特性の影響について調査した。表１に示す各成分組成からなる供試鋼を真空溶製し、板厚３０ｍｍのスラブとした後、当該スラブを表２に示す各製造条件にて熱間圧延し、冷間圧延した後、熱処理を施した。具体的には、上記スラブを１２００℃に加熱し、圧延終了温度（ＦＤＴ）Ｔ１℃で板厚ｔｍｍに熱間圧延した後、巻取り温度Ｔ２℃で保持炉に入れ、空冷することで熱延板の巻取りを模擬した。その後、冷延率ｒ％で冷間圧延して板厚１．２ｍｍの冷延板とした。そして、この冷延材を、１０℃／秒で均熱温度Ｔ３℃まで加熱し、その温度で９０秒保持した後、冷却速度Ｒ４℃／秒で冷却し、過冷温度Ｔ５℃でｔ５秒保持した後、空冷するか、もしくは、過冷温度Ｔ５℃でｔ５秒保持した後、さらに保持温度Ｔ６℃でｔ６秒保持したのち、空冷した。
　このようにして得られた鋼板について、上記［発明を実施するための形態］の項で説明した測定方法により、各相の面積率、γＲのＣ濃度（ＣγＲ）、および、マルテンサイトに囲まれたγＲの面積率を測定した。なお、マルテンサイトに囲まれたγＲの面積率は、ＪＥＯＬ製（型番ＪＳＭ－５４１０）のＳＥＭにＴＳＬ社製のＯＩＭ解析システムを組み込んだものを用いて測定を行った。
　また、上記鋼板について、冷間および温間での機械的特性を評価するため、下記要領で、室温および３００℃のそれぞれで、引張強度（ＴＳ）、伸び［全伸び（ＥＬ）］を測定した。
　ＴＳおよびＥＬは、引張試験によりＪＩＳ５号試験片を用いて測定した。なお、引張試験のひずみ速度は１ｍｍ／秒とした。
　これらの結果を表３および表４に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　これらの表に示すように、鋼Ｎｏ．１～３、９～１８、２６～３３はいずれも、本発明の成分組成の範囲を満足する鋼種を用い、推奨の製造条件で製造した結果、本発明の組織規定の要件を充足する本発明鋼板であり、室温特性、温間特性ともに判定基準を満たしており、成形性に優れた高強度鋼板が得られた。
　これに対し、鋼Ｎｏ．４～８、１９～２５は本発明で規定する成分組成および組織の要件のうち少なくともいずれかを満足しない比較鋼板であり、室温特性、温間特性が判定基準を満たしていない。
　ちなみに、本発明鋼板（鋼Ｎｏ．２７）と比較鋼板（鋼Ｎｏ．１９）の、組織中におけるγＲの分布状態を図１に例示する。図１はＥＢＳＤ測定の結果であり、灰色または黒色の小六角形で示される部分がγＲ、白色の小六角形で示される部分がマルテンサイト、白色の広い領域で示される部分がマトリックスのベイニティック・フェライトである。この図より、比較鋼板（鋼Ｎｏ．１９）では、γＲは、互いに連結しているものが多数で、基本的にマトリックスのベイニティック・フェライトに接触して存在しているのに対し、本発明鋼板（鋼Ｎｏ．２７）では、γＲは、細かく分割され、微小なマルテンサイト相内に埋め込まれ（囲まれ）て存在するものが多いことがわかる。
（実施例２）
〔温間加工の適正温度範囲の検討〕
　つぎに、本発明鋼板を温間加工する場合の適正温度範囲を調査するため、鋼Ｎｏ．２７を用いて、１５０～４５０℃の間で加熱温度を順次変更して温間特性を測定した。その結果を表５に示す。なお、同表における温度３００℃の結果は、上記表４の鋼Ｎｏ．２７の温間特性を再掲したものである。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　この表に示すように、２００℃未満または４００℃超えの温度では、温間特性の判定基準を満たさないのに対し、２００～４００℃の間の温度では、温間特性の判定基準を満たしており、広い温度範囲で優れた温間成形性が発揮されることがわかった。
（実施例３）
〔部品内の強度ばらつきに対する加工温度の影響の検討〕
　さらに、本発明鋼板を加工して得られた部品内のひずみ分布による強度のばらつきに対する加工温度の影響を調査するために、鋼Ｎｏ．２７を用いて、室温および３００℃のそれぞれで、真ひずみを全く付与しない無加工のまま（真ひずみ０％）で、または、真ひずみを５％付与する加工を施した後に、再度、室温で引っ張り試験を行って降伏応力（ＹＳ）を測定した。その結果を表６に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　同表に示すように、本発明鋼板を温間加工して得られた部品は、冷間加工して得られた部品に比べ、部品中の加工量の違いによる降伏応力のばらつきが小さくなり、部品強度が向上することが確認できた。
　本発明を詳細にまた特定の実施態様を参照して説明したが、本発明の精神と範囲を逸脱することなく様々な変更や修正を加えることができることは当業者にとって明らかである。
　本出願は、２０１０年１１月１８日出願の日本特許出願（特願２０１０－２５８１５２）、２０１１年８月２２日出願の日本特許出願（特願２０１１－１８０６１７）に基づくものであり、その内容はここに参照として取り込まれる。
　本発明は冷延鋼板や溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板に適用でき、高強度で加工性にも優れ、例えば自動車用骨格部品に好適である。

Claims (5)

  1. 　質量％で（以下、化学成分について同じ。）、
    Ｃ　：０．０５～０．３％、
    Ｓｉ：１～３％、
    Ｍｎ：０．５～３％、
    Ｐ　：０．１％以下（０％を含む）、
    Ｓ　：０．０１％以下（０％を含む）、
    Ａｌ：０．００１～０．１％、
    Ｎ　：０．００２～０．０３％
    を含み、残部が鉄および不純物からなる成分組成を有し、
    　全組織に対する面積率で（以下、組織について同じ。）、
    ベイニティック・フェライト：５０～９０％、
    残留オーステナイト：３％以上、
    マルテンサイト＋上記残留オーステナイト：１０～５０％、
    ポリゴナル・フェライト：４０％以下（０％を含む）
    を含む組織を有し、
    　上記残留オーステナイトは、そのＣ濃度（ＣγＲ）が０．５～１．２質量％であり、
    　この残留オーステナイトのうち、マルテンサイトに囲まれたものが０．３％以上存在することを特徴とする成形性に優れた高強度鋼板。
  2. 　成分組成が、さらに、
    Ｃｒ：０．０１～３％
    Ｍｏ：０．０１～１％、
    Ｃｕ：０．０１～２％、
    Ｎｉ：０．０１～２％、
    Ｂ　：０．００００１～０．０１％の１種または２種以上
    を含むものである請求項１に記載の成形性に優れた高強度鋼板。
  3. 　成分組成が、さらに、
    Ｃａ　：０．０００５～０．０１％、
    Ｍｇ　：０．０００５～０．０１％、
    ＲＥＭ：０．０００１～０．０１％の１種または２種以上
    を含むものである請求項１または２に記載の成形性に優れた高強度鋼板。
  4. 　請求項１～３のいずれか１項に記載の高強度鋼板を、２００～４００℃に加熱後、３６００秒以内に加工することを特徴とする高強度鋼板の温間加工方法。
  5. 　請求項４に記載の方法で加工された自動車部品であって、加工時に加えられた真ひずみが０．０５以上の領域と０．０５未満の領域とが混在し、上記真ひずみが最大の部位と最小の部位との間での降伏応力の差異が２００ＭＰａ以下であることを特徴とする自動車部品。
     
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