JP2004190050A - 温間加工による伸び及び伸びフランジ性に優れた高強度鋼板、温間加工方法、及び温間加工された高強度部材または高強度部品 - Google Patents
温間加工による伸び及び伸びフランジ性に優れた高強度鋼板、温間加工方法、及び温間加工された高強度部材または高強度部品 Download PDFInfo
- Publication number
- JP2004190050A JP2004190050A JP2002355694A JP2002355694A JP2004190050A JP 2004190050 A JP2004190050 A JP 2004190050A JP 2002355694 A JP2002355694 A JP 2002355694A JP 2002355694 A JP2002355694 A JP 2002355694A JP 2004190050 A JP2004190050 A JP 2004190050A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- steel sheet
- warm
- excluding
- strength steel
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
Images
Landscapes
- Shaping Metal By Deep-Drawing, Or The Like (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Abstract
【課題】温間加工により、優れた伸び特性及び伸びフランジ性を兼ね備えた高強度鋼板を提供する。
【解決手段】質量％で、
Ｃ ：０．０５〜０．６％、
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％を含まない）
を含有し、且つ、
母相組織は、平均硬度がビッカース硬度で２４０Ｈｖ以下であるベイニティック・フェライト及び／又はグラニュラー・ベイニティック・フェライトを全組織に対して占積率で７０％以上含有し、
第２相組織は、残留オーステナイトを全組織に対して占積率で５％以上（好ましくは８％以上）３０％以下含有し、該残留オーステナイト中のＣ濃度（ＣγＲ）は１．０％以上であり、
更にベイナイト／マルテンサイトを含有しても良い高強度鋼板である。
【解決手段】質量％で、
Ｃ ：０．０５〜０．６％、
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％を含まない）
を含有し、且つ、
母相組織は、平均硬度がビッカース硬度で２４０Ｈｖ以下であるベイニティック・フェライト及び／又はグラニュラー・ベイニティック・フェライトを全組織に対して占積率で７０％以上含有し、
第２相組織は、残留オーステナイトを全組織に対して占積率で５％以上（好ましくは８％以上）３０％以下含有し、該残留オーステナイト中のＣ濃度（ＣγＲ）は１．０％以上であり、
更にベイナイト／マルテンサイトを含有しても良い高強度鋼板である。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、温間加工による伸び及び伸びフランジ性に著しく優れた高強度ＴＲＩＰ（歪み誘起変態）鋼板、上記高強度鋼板を温間加工する方法、及び上記高強度鋼板を温間加工した高強度部材または高強度部品に関し、詳細には、５００〜１４００ＭＰａ級の高強度及び超高強度域において、温間加工により、ＴＲＩＰ鋼板の伸び及び伸びフランジ性が共に著しく改善された高強度鋼板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ている。この様な要求特性を具備しつつ、自動車の衝撃安全性及び軽量化を目的として開発された高強度高延性鋼板の一つとして、ＴＲＩＰ鋼板が挙げられる。ＴＲＩＰ鋼板は、組織中に残留オーステナイト（γＲ）を生成させ、このγＲが加工変形中に誘起変態（歪み誘起変態：ＴＲＩＰ）して延性が向上する性質を有効に利用したものである。
【０００３】
例えば特許文献１には、体積分率で１０％以上のフェライトと１０％以上のγＲを有し、残部がベイナイトまたはマルテンサイトまたはそれらの混合組織に制御されたＴＲＩＰ鋼板が開示されており、この様な組織とすることにより、高強度で、且つ極めて延性に優れた鋼板が得られること；詳細には、γＲの加工誘起変態効果に加えて軟質のフェライトによる高延性が発揮される結果、延性はフェライト及びγＲによって、強度はベイナイトまたはマルテンサイトによって確保される旨記載されている。
【０００４】
しかしながら、上記鋼板は、複雑な形状への加工を容易にする為の加工性［特に伸びフランジ性（穴拡げ性）］に劣るという問題があった。伸びフランジ性は、特に自動車の足周り部品等として用いられる鋼板に要求される特性であり、ＴＲＩＰ鋼板による軽量化効果が最も期待できる足周り部品等への適用を促進するうえでも、ＴＲＩＰ鋼板における伸びフランジ性の改善が切望されている。
【０００５】
そこで、γＲによる優れた強度・延性のバランスを維持しつつ、しかも、伸びフランジ性（穴広げ性）等の成形性にも優れた鋼板を提供すべく、種々の検討がなされている。例えば特許文献２には、ミクロ組織として、フェライト、ベイナイト、及びγＲの３相で構成され、且つ、フェライト占有率とフェライト粒径の比、及びγＲの占有率を所定範囲に制御した鋼板が開示されている。これは、「γＲの増加は、強度−延性バランスの向上、全伸びの向上をもたらすが、その効果は、γＲの微細化により高まること；更にγＲが微細化すると、伸びフランジ性などの成形性も向上する」という知見に基づいてなされたものであるが、伸びフランジ性の向上効果は低く、更に一層優れた伸びフランジ性を有する高強度鋼板の提供が切望されている。
【０００６】
一方、γＲの歪み誘起変態の量は、特に加工温度によって制御できることから、ＴＲＩＰ鋼板を５０〜２５０℃の温度で温間加工し、第２相のγＲを微細針状化して伸びフランジ性を改善する方法が提案されている。
【０００７】
例えば非特許文献１には、温間伸びフランジ性に及ぼす第２相形態の影響について、ＴＲＩＰ型複合組織鋼板［フェライト（ポリゴナルフェライトのこと）、ベイナイト、及びγＲからなるＴＤＰ鋼板］を用いて検討した結果が報告されている。上記非特許文献１によれば、打抜き温度（Ｔｐ）を１５０℃まで高めたときには、温間加工によってλは改善されるが、室温で打抜き加工したときには、温間加工によるλ改善効果は認められないこと（Ｆｉｇ．４）；また、第２相を微細均一化したＴＹＰＥＩＩＩにおけるλは、第２相が連結型（塊状）となっているＴＹＰＥＩに比べて高くなるが、温間加工によるλ改善効果は、Ｔｐを高めた場合にのみ認められ、室温で打抜き加工したときには認められないこと（Ｆｉｇ．５）が示されている。
【０００８】
これら一連の実験結果は、上記ＴＤＰ鋼板のγＲを微細均一とし、打抜き加工温度を高めた場合にのみ、温間加工によるλ改善効果が得られることを示すものである。一方、上記文献には、この様な微細形態のγＲを有する鋼の全伸び及び一様伸びは、第２相が連結型となっている鋼に比べて小さい（局部伸びは大きくなっている）ことも記載されていることから、結局のところ、この様なＴＤＰ鋼板を温間加工したとしても、伸びフランジ性と伸び特性を共に高めることは困難であることが分かる。
【０００９】
また、非特許文献２は、上記ＴＤＰ鋼板の第２相形態（γＲ）と伸び特性（均一伸び及び全伸び）との関係について調べたものであり、γＲを微細針状型（ＴＹＰＥＩＩＩ）に制御すると、連結型γＲ（ＴＹＰＥＩ）に比べ、室温での伸び特性は高くなるが、当該微細針状型γＲ鋼板を温間加工すると、伸び特性はかえって低下してしまうことが明らかになった（Ｆｉｇ．２）。
【００１０】
これら非特許文献１〜２の実験結果を勘案すると、フェライト、ベイナイト、及びγＲからなるＴＤＰ鋼板を用いて温間加工による、伸びフランジ性と伸びの両特性を兼ね備えた鋼板を得ることは極めて困難であると結論付けることができる。
【００１１】
一方、非特許文献３には、上記非特許文献の組織とは異なり、主にベイニティックフェライト母相とフィルム状γＲ（微細針状型）からなるＴＲＩＰ型ベイナイト冷延鋼板（ＴＢ鋼板）について、伸びフランジ性等を検討した結果が報告されており、λ値は、温間加工により１０％程度改善される旨記載されているが、その改善効果は小さい（Ｆｉｇ．７）。
【００１２】
従って、温間加工による伸びフランジ性の改善効果が高く、且つ、伸び特性も高められた温間加工ＴＲＩＰ型高強度鋼板の提供が切望されている。
【００１３】
【特許文献１】
特開昭６０−４３４２５号公報（特許請求の範囲、第２頁右下欄）
【特許文献２】
特開平９−１０４９４７号公報（特許請求の範囲、
【００１６】）
【非特許文献１】
長坂明彦，杉本公一，小林光征，「残留オーステナイトの変態誘起塑性による高強度鋼板の伸びフランジ性の改善」，材料とプロセス（日本鉄鋼協会論文集），ＣＡＭＰ−ＩＳＩＪ「討３５」，１９９５年，第８巻，ｐ．５５６−５５９
【非特許文献２】
杉本公一，近藤剛，小林光征，橋本俊一，「ＴＲＩＰ型複合組織鋼の温間張り出し成形性（第２相形態の影響−２）」，材料とプロセス（日本鉄鋼協会論文集），ＣＡＭＰ−ＩＳＩＪ「討５１８」，１９９４年，第７巻，ｐ．７５４
【非特許文献３】
杉本公一，十代田哲夫，「ＴＲＩＰ型ベイナイト冷却鋼板のプレス成形性」，材料とプロセス（日本鉄鋼協会論文集），ＣＡＭＰ−ＩＳＩＪ，１９９８年，第１１巻，第４号，ｐ．４００−４０３
【００１４】
【発明が解決しようとする課題】
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、温間加工により優れた伸びフランジ性を有し、高い伸びをも兼ね備えた高強度鋼板を提供することにある。
【００１５】
【課題を解決するための手段】
上記課題を解決し得た本発明に係る温間加工による伸び及び伸びフランジ性に優れた高強度鋼板とは、質量％で、
Ｃ ：０．０５〜０．６％、
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）
を含有し、且つ、
母相組織は、平均硬度がビッカース硬度で２４０Ｈｖ以上であるベイニティック・フェライト及び／又はグラニュラー・ベイニティック・フェライトを全組織に対して占積率で７０％以上含有し、
第２相組織は、残留オーステナイトを全組織に対して占積率で５％以上３０％以下含有し、該残留オーステナイト中のＣ濃度（ＣγＲ）は１．０％以上であり、
更にベイナイト／マルテンサイトを含有しても良いところに要旨を有するものである。
【００１６】
本発明において、上記残留オーステナイトを全組織に対して占積率で８％以上含有するもの；上記残留オーステナイトの平均軸比（長軸／短軸）が２〜３０を満足するものは、本発明による作用効果が一層高められるので、いずれも好ましい態様である。
【００１７】
更に本発明において、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、いずれも本発明の好ましい態様である。
【００１８】
更に本発明には、上記の高強度鋼板を温間加工する方法、温間加工した高強度部材または高強度部品も本発明の範囲内に包含される。
【００１９】
【発明の実施の形態】
本発明者らは、γＲによる優れた伸び特性を維持したまま、しかも、大きな伸びフランジ性をも兼ね備えた低合金ＴＲＩＰ鋼板を提供すべく、特に温間加工との関係で鋭意検討してきた。冷間加工では歪みが大きくなり過ぎて加工硬化が起こる等加工性の点で問題であり、一方、熱間加工では、熱ロスが大きく、高強度化の為の組織制御が困難となる等の問題があるからである。
【００２０】
ところが前記非特許文献１〜２で詳述した通り、従来のＴＲＩＰ型鋼板（ポリゴナル・フェライト、ベイナイト及びγＲからなるＴＤＰ鋼板）を温間加工した場合、温間加工によるλ改善効果は、γＲの形態を微細針状型とし、且つ、打抜き温度を高めた場合にのみ認められるに過ぎず、一方、伸び特性は、温間加工によって低下してしまうことから、上記鋼板では、温間加工による伸びフランジ性及び伸びの両特性に優れた高強度鋼板を得ることは困難であるというのが実情である。
【００２１】
そこで本発明者らは、上記ＴＤＰ鋼板の組織とは異なり、母相組織が、転位密度の高い下部組織を有するベイニティック・フェライト及び／又はグラニュラー・ベイニティック・フェライトであり；第２相として、残留オーステナイト（γＲ）からなるＴＲＩＰ鋼板に着目し、温間加工による上記特性を一層向上させるべく、更に検討を重ねてきた。前記非特許文献３は、この様な母相組織からなるＴＲＩＰ鋼板を用いたときの温間加工による伸びフランジ性向上効果について検討したものであるが、その向上効果は依然として小さく、更なる向上が期待されるからである。その結果、母相組織の平均硬度、及び第２相たるγＲ中のＣ濃度及びγＲの体積率が適切に制御された鋼板を温間加工すれば、伸びフランジ性（打抜き温度は室温とする）及び伸び特性の双方が高められた高強度鋼板が得られることを見出し、本発明を完成した。
【００２２】
まず、本発明の組織について説明する。
【００２３】
上述した通り、本発明鋼板は、母相組織として、平均硬度がビッカース硬度で２４０Ｈｖ以上であるベイニティック・フェライト及び／又はグラニュラー・ベイニティック・フェライトを全組織に対して占積率で７０％以上含有し；第２相組織として、残留オーステナイトを全組織に対して占積率で５〜３０％含有し、該残留オーステナイト中のＣ濃度（ＣγＲ）は１．０％以上であり、更にベイナイト／マルテンサイトを含有しても良いものである。この様な組織に制御することにより、温間加工による極めて優れた加工性向上作用（伸び特性及び伸びフランジ性）が得られる理由は詳細には不明であるが、本発明によれば、γＲの歪み誘起変態によるＴＲＩＰ効果をもたらすのに大きな影響を及ぼすＣγＲ（γＲ中に含まれるＣ濃度）と、当該γＲの空間束縛状態に大きな影響を及ぼす母相組織の硬度とが適切に制御されている為、特に１００〜４００℃（好ましくは１５０〜２５０℃）の温度領域において、γＲ自体の塑性安定性が最も高くなり、良好な特性を発揮し得るものと考えられる。
【００２４】
ベイニティック・フェライト及び／又はグラニュラー・ベイニティック・フェ ライト：７０％以上
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、また「グラニュラー・ベイニティック・フェライト」とは、ラス状組織を有していないものの転位密度の高い下部組織を有するベイナイト組織を意味する。これらはいずれも、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、転位密度がないか或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、或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）。これらの組織はいずれも、光学顕微鏡観察やＳＥＭ観察するとアシキュラー状を呈しており、区別が困難である為、ベイナイト組織やポリゴナル・フェライト組織等との明確な違いを判定するには、ＴＥＭ観察による下部組織の同定が必要である。
【００２５】
この様に本発明の母相組織は、上述したベイニティック・フェライト及び／又はグラニュラー・ベイニティック・フェライトからなり、軟質のポリゴナル・フェライト組織を含まない為、割れ感受性に及ぼす影響が小さく、その結果として、割れが発生し難くなるという利点がある。
【００２６】
更に上記母相組織の平均硬度は、ビッカース硬度で２４０Ｈｖ以上である。本発明鋼板は、γＲの歪み誘起変態効果による延性向上を狙うものであるが、この様なγＲによる作用を有効に発揮させる為には、γＲの周囲を拘束し得る母相硬度を適切に制御することが必要であり、当該母相組織の平均硬度を２４０Ｈｖ（より好ましくは３００Ｈｖ以上、更により好ましくは３５０Ｈｖ以上）とすることが好ましい。尚、その上限は特に限定されないが、あまり高くなると、高強度鋼板の遅れ破壊特性が見られること等を考慮すると、４５０Ｈｖ以下（より好ましくは４００Ｈｖ以下）に制御することが推奨される。
【００２７】
本発明では、上記ベイニティック・フェライト組織及びグラニュラー・ベイニティック・フェライト組織を、夫々、単独で有していても良いし、或いは両方が混在しても良いが、その合計量は、全組織に対して占積率で７０％以上（好ましくは８０％以上、より好ましくは８５％以上）であることが必要である。これにより、上記母相組織による効果が有効に発揮されるからである。尚、上記母相組織の量は、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様、適切に制御することが推奨される。
【００２８】
残留オーステナイト（γ Ｒ ）：５〜３０％
γＲは全伸びの向上に有用であり、この様な作用を有効に発揮させる為には、全組織に対して占積率で５％（好ましくは８％以上、より好ましくは１０％以上、更により好ましくは１５％以上）存在することが必要である。一方、多量に存在すると伸びフランジ性が劣化するので、上限を３０％に定めた。γＲの占積率の上限は、鋼中Ｃ量によっても若干異なり、Ｃ：０．０６〜０．２５％未満の場合は、好ましくは２０％以下、より好ましくは１５％以下であり；一方、Ｃ：０．２５〜０．６％の場合は、好ましくは２５％以下である。
【００２９】
ここで、従来のＴＲＩＰ型鋼板におけるγＲは、旧オーステナイト粒界内にランダムな方位のγＲが存在しているのに対し、本発明におけるγＲは、同一パケット内のブロック境界などに沿って同一方位を有するγＲが存在し易いという特徴がある。
【００３０】
更に上記γＲ中のＣ濃度（ＣγＲ）は１．０％以上である。前述した通りＣγＲは、ＴＲＩＰ（歪誘起変態加工）の特性に大きく影響し、１．０％以上することにより、伸びや伸びフランジ性が向上する。好ましくは１．２％以上、より好ましくは１．５％以上である。尚、上記ＣγＲの含有量は多い程好ましいが、実操業上、調整可能な上限は、概ね２．０％と考えられる。
【００３１】
また、本発明におけるγＲの形態は、ラス状であることが好ましい。ここで、「形態がラス状である」とは、平均軸比（長軸／短軸）が２以上（好ましくは４以上、より好ましくは５以上）３０以下（好ましくは２０以下、より好ましくは１５以下）のものを意味する。この様なラス状のγＲとすることにより、従来のγＲと同様のＴＲＩＰ効果が得られるのみならず、更に顕著な伸びフランジ性向上効果も奏するものである。
【００３２】
その他：ベイナイト及び／又はマルテンサイト（０％を含む）
本発明の鋼板は、上記組織のみ（ベイニティック・フェライト及び／又はグラニュラー・ベイニティック・フェライト、並びにγＲの混合組織）からなっていても良いが、本発明の作用を損なわない範囲で、他の異種組織として、ベイナイト及び／又はマルテンサイトを有していても良い。これらの組織は本発明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、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】
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。
【００３４】
Ｃ：０．０５〜０．６％
Ｃは、高強度を確保し、且つ、所望の母相組織（ベイニティック・フェライト及び／又はグラニュラー・ベイニティック・フェライト）及び第２相組織（γＲ）を得る為に必須の元素であり、この様な作用を有効に発揮させる為には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。特にＣ量を０．２５％以上添加すると、γＲ量が増加し、更にγＲへのＣ濃縮が高くなるので、極めて高い強度−伸びバランスを得ることができる。
【００３５】
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。また、０．２５％以上添加すると溶接性が劣化する。
【００３６】
従って、溶接性を主に考慮すれば、Ｃ：０．０６〜０．２５％未満（より好ましくは０．２％以下、更により好ましくは０．１５％以下）に制御することが好ましく、一方、点溶接を必要とせず高い伸び等が要求される場合には、Ｃ：０．２５〜０．６％（より好ましくは０．３％以上）に制御することが推奨される。
【００３７】
Ｓｉ＋Ａｌ：０．５〜３％
Ｓｉ及びＡｌは、γＲ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。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為には、Ｓｉ及び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％を超えて添加すると、母相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易くなり、更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。
【００３８】
Ｍｎ：０．５〜３％
Ｍｎは、固溶強化元素として有効に作用する他、変態を促進してグラニュラー・ベイニティック・フェライト組織やベイニティック・フェライト組織の生成を促進する作用も発揮する。更にはγを安定化し、所望のγＲを得る為に必要な元素である。この様な作用を有効に発揮させる為には、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。
【００３９】
Ｐ：０．１５％以下（０％を含まない）
Ｐは、所望のγＲ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為には、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。
【００４０】
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る。好ましくは０．０２％以下、より好ましくは０．０１５％以下である。
【００４１】
本発明の鋼は上記成分を基本的に含有し、残部：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。
【００４２】
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、γＲ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。
【００４３】
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為には、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。
【００４４】
Ｃａ：０．００３％以下及び／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。
【００４５】
次に、本発明鋼板を製造する方法について説明する。
【００４６】
まず、上記成分を満足する鋼を、オーステナイト（γ）域温度まで加熱し、均熱［具体的には８５０℃以上（好ましくは８８０℃以上、より好ましくは９００℃以上）１０００℃以下（好ましくは９５０℃以下）の温度で１００〜１０００秒間（好ましくは３００秒以上、６００秒以下）加熱］した後、３０℃／ｓ以上（好ましくは４０℃以上、より好ましくは５０℃／ｓ以上、更により好ましくは７０℃／ｓ以上）の平均冷却速度で、３００℃以上（好ましくは３５０℃以上、より好ましくは４００℃以上）４８０℃以下（好ましくは４５０℃以下、より好ましくは４３０℃以下）まで冷却（急冷）し、当該温度域で１秒以上（好ましくは５秒以上）１８０秒以下（好ましくは１２０秒以下、より好ましくは６０秒以下）保持する（オーステンパ処理）。
【００４７】
このうち、γ域での均熱→急冷の工程は、特に所望の母相組織を得る為に重要であり、上記の如くγ域で均熱した後、急冷することにより、ポリゴナル・フェライトを生成させることなく、適切な硬度を有する所望のベイニティック・フェライト及び／又はグラニュラー・ベイニティック・フェライト（母相組織）を生成させることができる。特に平均冷却速度はγＲの形態に大きな影響を及ぼす為、極めて重要であり、上記範囲に制御することにより、母相組織のラス間に、所定形態のγＲを生成させることが可能となる。平均冷却速度が速ければ、平均軸比の大きなラス状γＲを得ることができる。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。
【００４８】
また、急冷後のオーステンパ処理は、上記処理により生成した所定形状のγＲが、炭化物に分解するのを抑制する為に極めて重要であり、特にオーステンパ処理の保持時間を上記の如く短く制御することにより、γＲ→炭化物への分解を有効に抑制することができる。更に、上記オーステンパ処理することにより、γＲへのＣ濃縮を、多量に且つ極めて短時間に行なうことができる。また、オーステンパ処理温度が高くなると、γＲは炭化物に容易に分解してしまい、所定量のγＲを得ることはできず、一方、オーステンパ処理温度が低くなると、γＲへのＣ濃縮が充分に行なわれない。
【００４９】
尚、上記工程では、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組織が生成しても構わない。また、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、更には合金化処理しても良い。
【００５０】
本発明では、上記方法によって製造された鋼板を温間加工することにより、伸び及び伸びフランジ性が共に著しく高められた高強度鋼板を得ることができる。ここで上記温間加工とは、１００〜４００℃（好ましくは１５０〜２５０℃、最も好ましくは約２００℃付近）で温間成形することを意味し、鋼板全体が当該温度域になる様、適宜、均熱すればよい。後記する実施例で実証する通り、本発明によれば、上記鋼板を温間加工することにより、伸びフランジ性（λ）に関しては、打抜き温度が２０℃の通常試験レベルで、温間加工しない場合に比べて約２．５倍にまで高めることができると同時に、全伸び（Ｅｌ）も、温間加工しない場合に比べて約３倍にまで上昇させることができ、いずれの特性についても、温間加工による顕著な向上効果を奏するものである。母相組織がポリゴナル・フェライトからなる従来のＴＲＩＰ鋼板では、温間加工しても、伸び特性若しくは伸びフランジ性のいずれか一方が向上するだけで、その向上効果は小さく、これらの両特性を共に著しく向上させることは困難であった点を考えれば、本発明鋼板は、温間加工用鋼板として極めて有用である。
【００５１】
以下実施例に基づいて本発明を詳述する。ただし、下記実施例は本発明を制限するものではなく、前・後記の趣旨を逸脱しない範囲で変更実施することは全て本発明の技術範囲に包含される。
【００５２】
【実施例】
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％）を真空溶製し、実験用スラブとした後に、当該スラブを９３０℃で１０分間均熱した後、７０℃／ｓの平均冷却速度で４００℃まで冷却し、当該温度域で２分間保持した（オーステンパ処理）。
【００５３】
この様にして得られた鋼板を２００℃で５分間均熱して温間加工し、下記要領で、引張強度（ＴＳ）、ＹＳ［下降伏点（降伏応力）］、及び伸び［全伸びのこと（ＥＩ）］を、夫々測定した。
【００５４】
まず、引張試験はＪＩＳ５号試験片を用い、ＴＳ、ＹＳ、及びＥＩを測定した。尚、引張試験の歪速度は１ｍｍ／ｓｅｃとした。
【００５５】
また、母相組織の硬度は、ビッカース硬度により３点平均（荷重５ｇ）で測定した。
【００５６】
伸びフランジ性（穴広げ性：λ）については、直径１００ｍｍ、板厚２．０ｍｍの円盤状試験片を用い、φ１０ｍｍの穴をパンチ打抜きした（打抜き温度は２０℃とする）後、２００℃に加熱して５分間均熱してから、６０°円錐パンチでばり上にて穴広げ加工することにより、亀裂貫通時点での穴広げ率（λ）を測定した（鉄鋼連盟規格ＪＦＳＴ １００１）。
【００５７】
更に、上記鋼板中組織の面積率は、鋼板をレペラー腐食し、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ；倍率１５００倍）観察により組織を同定した後、光学顕微鏡観察（倍率１０００倍）により組織の占積率を測定した。尚、γＲの占積率及びγＲ中のＣ濃度は、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）。
【００５８】
これらの結果を表２に示す。
【００５９】
【表１】
【００６０】
【表２】
【００６１】
これらの結果より、以下の様に考察することができる（以下のＮｏ．はすべて、表２中の実験Ｎｏ．を意味する）。
【００６２】
まず、Ｎｏ．２〜５、８〜１４はいずれも、本発明の範囲を満足する鋼種を用い、本発明で規定する条件で製造した鋼板を温間加工した本発明例であり、伸び及び伸びフランジ性のいずれも良好な高強度鋼板が得られた。特にＮｏ．８は、他の本発明例に比べてＳｉが低くＡｌが高い例であるが、（Ｓｉ＋Ａｌ）の合計量が適切に制御されている為、Ｅｌ及びλはいずれも高い。
【００６３】
これに対し、本発明で特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。
【００６４】
まず、Ｎｏ．１は、Ｃ量が少ない例であり、ＴＳが低く、γＲが全く生成しない為、低強度の割にはＥｌも低い。
【００６５】
Ｎｏ．６は、（Ｓｉ＋Ａｌ）の合計量が少ない例であり、所望のγＲが全く生成しない為、Ｅｌが７％と低かった。
【００６６】
Ｎｏ．７は、Ｍｎの量が少ない例であり、γＲが全く生成しない為、Ｅｌが５％と低かった。
【００６７】
実施例２：製造条件の検討
本実施例では、表１のＮｏ．３及びＮｏ．４の実験用スラブを用い、各スラブについて、以下の異なる条件で鋼板を製造した（熱延板の板厚は２．０ｍｍ）後、加工温度（引張温度）を２０℃から５００℃まで種々変化させ、加工温度による機械的特性に及ぼす影響を実施例１と同様にして調べた。ちなみに上記の鋼種は、Ｃ量が若干相違する（表１のＮｏ．３はＣ：０．２０％；表１のＮｏ．４はＣ：０．３０％）こと以外は、成分組成が近似するものであり、いずれも、本発明で特定する化学成分を満足する鋼である。
【００６８】
［製造方法］
表１のＮｏ．３：実施例１の方法と同じ
表１のＮｏ．４：均熱温度を８５０℃（フェライト＋オーステンパの２相域温度）とし、４００℃までの平均冷却速度を２０℃／ｓとすることにより、組織をポリゴナル・フェライト及び塊状γＲ（軸比１．３）に制御すると共に、当該温度域での保持時間を５分間と長くし、当該塊状γＲを安定化させた。
【００６９】
これらの結果を表３に記載すると共に、図１及び図２に、加工温度と、Ｅｌ若しくはλとの関係をグラフ化して示す。
【００７０】
【表３】
【００７１】
これらの結果より、以下の様に考察することができる。
【００７２】
表３のＮｏ．１〜１１は、いずれも表１の鋼種３（本発明鋼）を用い、本発明法により所望組織に制御した鋼板を種々の温度で加工した本発明例であり、一方、表３のＮｏ．１２〜２２は、いずれも表１の鋼種４（本発明鋼）を用い、従来法によりポリゴナル・フェライト、ベイナイト及び塊状γＲからなる組織に制御した鋼板（従来のＴＲＩＰ鋼板）を種々の温度で加工した比較例である。図１及び２からも明らかな通り、従来鋼板を温間加工した場合には、温間加工しない場合（２０℃）に比べ、Ｅｌは若干上昇するものの、λは殆ど上昇しなかったが、本発明鋼板を温間加工すると、いずれの特性も顕著に上昇している。しかもその程度は、温間加工しない場合に比べてＥｌで約３倍、λで約２．５倍にまで高めることができ、温間加工による極めて顕著な効果を確認することができた。
【００７３】
即ち、本発明によれば、温間加工用により、伸びフランジ性及び伸び特性の両特性に極めて優れた高強度鋼板を得ることができた。
【００７４】
実施例３：母相組織の硬度及びγ Ｒ の形態に及ぼす製造条件の検討
本実施例では、表１の鋼種Ｎｏ．３を用い、均熱温度を８００〜９５０℃（均熱時間は３００秒）、平均冷却速度を２０〜１５０℃／ｓ、オーステンパ温度を４００〜４５０℃、及びオーステンパ保持時間を５０〜２００ｓに種々変化させたこと以外は実施例１と同様にして鋼板を製造し、２００℃の温間加工を施したときの機械的特性を調べた。これらの結果を表４に記載する。
【００７５】
【表４】
【００７６】
まず、Ｎｏ．１〜４は、均熱温度を８００〜９５０℃と変化させた（その他の製造条件は一定）例であるが、均熱温度が８００℃と、本発明の範囲を下回る温度で均熱した場合（Ｎｏ．１）には、所望の母相組織を生成させることはできず（平均硬度も生成量も、本発明範囲を下回っている）、Ｅｌが１４％と低かった。これに対し、均熱温度を８５０〜９５０℃と、本発明の範囲内に制御した場合には、所望の母相組織が得られており、特に均熱温度が高い程、母相組織（ベイニティック・フェライト）の生成量も多くなっている。
【００７７】
Ｎｏ．５〜７は、オーステンパ保持時間を５０〜２００秒と変化させた（その他の製造条件は一定）例であるが、オーステンパ保持時間が２００秒と、本発明の範囲を超える長時間処理した場合（Ｎｏ．７）には、γＲが炭化物へと分解してしまい、γＲの占積率は２％と低く、且つ、パーライト組織が１１％と多く生成する為、伸びや伸びフランジ性が低下した。これに対し、オーステンパ保持時間を５０〜１００秒と、本発明の範囲内に制御した場合には、γＲ→炭化物への分解が抑制され、所望の母相組織及び第２相組織（γＲ）が得られている。
【００７８】
Ｎｏ．８〜１１は、平均冷却速度を２０〜１５０℃／ｓと変化させた（その他の製造条件は一定）例であるが、平均冷却速度が２０℃／ｓと遅い場合（Ｎｏ．８）には、所望の母相組織を生成させることはできず（平均硬度も生成量も、本発明範囲を下回っている）、Ｅｌが１３％と低かった。これに対し、平均冷却速度を４０〜１５０℃／ｓと、本発明の範囲内に制御した場合には、所望の母相組織が得られており、特に平均冷却速度が大きい程、γＲの軸比（長軸／短軸）が大きくなり、Ｅｌも高くなる傾向が見られた。
【００７９】
尚、Ｎｏ．１２は、前述した非特許文献３を模擬した条件で製造した例であるが、平均冷却速度が２０℃／ｓと遅く、オーステンパ保持時間が２００秒と長い為、所望の母相組織が得られず（母相組織の平均硬度は２１０Ｈｖと低い）、その結果、本発明例に比べてλ及びＥｌは低かった。
【００８０】
【発明の効果】
本発明は上記の様に構成されているので、約５００〜１４００ＭＰａ級の高強度及び超高強度域において、温間加工により、優れた伸びフランジ性および全伸びの両特性を兼ね備えた高強度鋼板を製造することができた。従って、本発明鋼板は、温間加工用鋼板として極めて有用である。
【図面の簡単な説明】
【図１】
加工温度を変化させたときのλに及ぼす影響について、本発明鋼板と従来鋼板を対比させたグラフである。
【図２】
加工温度を変化させたときのＥｌに及ぼす影響について、本発明鋼板と従来鋼板を対比させたグラフである。
【発明の属する技術分野】
本発明は、温間加工による伸び及び伸びフランジ性に著しく優れた高強度ＴＲＩＰ（歪み誘起変態）鋼板、上記高強度鋼板を温間加工する方法、及び上記高強度鋼板を温間加工した高強度部材または高強度部品に関し、詳細には、５００〜１４００ＭＰａ級の高強度及び超高強度域において、温間加工により、ＴＲＩＰ鋼板の伸び及び伸びフランジ性が共に著しく改善された高強度鋼板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ている。この様な要求特性を具備しつつ、自動車の衝撃安全性及び軽量化を目的として開発された高強度高延性鋼板の一つとして、ＴＲＩＰ鋼板が挙げられる。ＴＲＩＰ鋼板は、組織中に残留オーステナイト（γＲ）を生成させ、このγＲが加工変形中に誘起変態（歪み誘起変態：ＴＲＩＰ）して延性が向上する性質を有効に利用したものである。
【０００３】
例えば特許文献１には、体積分率で１０％以上のフェライトと１０％以上のγＲを有し、残部がベイナイトまたはマルテンサイトまたはそれらの混合組織に制御されたＴＲＩＰ鋼板が開示されており、この様な組織とすることにより、高強度で、且つ極めて延性に優れた鋼板が得られること；詳細には、γＲの加工誘起変態効果に加えて軟質のフェライトによる高延性が発揮される結果、延性はフェライト及びγＲによって、強度はベイナイトまたはマルテンサイトによって確保される旨記載されている。
【０００４】
しかしながら、上記鋼板は、複雑な形状への加工を容易にする為の加工性［特に伸びフランジ性（穴拡げ性）］に劣るという問題があった。伸びフランジ性は、特に自動車の足周り部品等として用いられる鋼板に要求される特性であり、ＴＲＩＰ鋼板による軽量化効果が最も期待できる足周り部品等への適用を促進するうえでも、ＴＲＩＰ鋼板における伸びフランジ性の改善が切望されている。
【０００５】
そこで、γＲによる優れた強度・延性のバランスを維持しつつ、しかも、伸びフランジ性（穴広げ性）等の成形性にも優れた鋼板を提供すべく、種々の検討がなされている。例えば特許文献２には、ミクロ組織として、フェライト、ベイナイト、及びγＲの３相で構成され、且つ、フェライト占有率とフェライト粒径の比、及びγＲの占有率を所定範囲に制御した鋼板が開示されている。これは、「γＲの増加は、強度−延性バランスの向上、全伸びの向上をもたらすが、その効果は、γＲの微細化により高まること；更にγＲが微細化すると、伸びフランジ性などの成形性も向上する」という知見に基づいてなされたものであるが、伸びフランジ性の向上効果は低く、更に一層優れた伸びフランジ性を有する高強度鋼板の提供が切望されている。
【０００６】
一方、γＲの歪み誘起変態の量は、特に加工温度によって制御できることから、ＴＲＩＰ鋼板を５０〜２５０℃の温度で温間加工し、第２相のγＲを微細針状化して伸びフランジ性を改善する方法が提案されている。
【０００７】
例えば非特許文献１には、温間伸びフランジ性に及ぼす第２相形態の影響について、ＴＲＩＰ型複合組織鋼板［フェライト（ポリゴナルフェライトのこと）、ベイナイト、及びγＲからなるＴＤＰ鋼板］を用いて検討した結果が報告されている。上記非特許文献１によれば、打抜き温度（Ｔｐ）を１５０℃まで高めたときには、温間加工によってλは改善されるが、室温で打抜き加工したときには、温間加工によるλ改善効果は認められないこと（Ｆｉｇ．４）；また、第２相を微細均一化したＴＹＰＥＩＩＩにおけるλは、第２相が連結型（塊状）となっているＴＹＰＥＩに比べて高くなるが、温間加工によるλ改善効果は、Ｔｐを高めた場合にのみ認められ、室温で打抜き加工したときには認められないこと（Ｆｉｇ．５）が示されている。
【０００８】
これら一連の実験結果は、上記ＴＤＰ鋼板のγＲを微細均一とし、打抜き加工温度を高めた場合にのみ、温間加工によるλ改善効果が得られることを示すものである。一方、上記文献には、この様な微細形態のγＲを有する鋼の全伸び及び一様伸びは、第２相が連結型となっている鋼に比べて小さい（局部伸びは大きくなっている）ことも記載されていることから、結局のところ、この様なＴＤＰ鋼板を温間加工したとしても、伸びフランジ性と伸び特性を共に高めることは困難であることが分かる。
【０００９】
また、非特許文献２は、上記ＴＤＰ鋼板の第２相形態（γＲ）と伸び特性（均一伸び及び全伸び）との関係について調べたものであり、γＲを微細針状型（ＴＹＰＥＩＩＩ）に制御すると、連結型γＲ（ＴＹＰＥＩ）に比べ、室温での伸び特性は高くなるが、当該微細針状型γＲ鋼板を温間加工すると、伸び特性はかえって低下してしまうことが明らかになった（Ｆｉｇ．２）。
【００１０】
これら非特許文献１〜２の実験結果を勘案すると、フェライト、ベイナイト、及びγＲからなるＴＤＰ鋼板を用いて温間加工による、伸びフランジ性と伸びの両特性を兼ね備えた鋼板を得ることは極めて困難であると結論付けることができる。
【００１１】
一方、非特許文献３には、上記非特許文献の組織とは異なり、主にベイニティックフェライト母相とフィルム状γＲ（微細針状型）からなるＴＲＩＰ型ベイナイト冷延鋼板（ＴＢ鋼板）について、伸びフランジ性等を検討した結果が報告されており、λ値は、温間加工により１０％程度改善される旨記載されているが、その改善効果は小さい（Ｆｉｇ．７）。
【００１２】
従って、温間加工による伸びフランジ性の改善効果が高く、且つ、伸び特性も高められた温間加工ＴＲＩＰ型高強度鋼板の提供が切望されている。
【００１３】
【特許文献１】
特開昭６０−４３４２５号公報（特許請求の範囲、第２頁右下欄）
【特許文献２】
特開平９−１０４９４７号公報（特許請求の範囲、
【００１６】）
【非特許文献１】
長坂明彦，杉本公一，小林光征，「残留オーステナイトの変態誘起塑性による高強度鋼板の伸びフランジ性の改善」，材料とプロセス（日本鉄鋼協会論文集），ＣＡＭＰ−ＩＳＩＪ「討３５」，１９９５年，第８巻，ｐ．５５６−５５９
【非特許文献２】
杉本公一，近藤剛，小林光征，橋本俊一，「ＴＲＩＰ型複合組織鋼の温間張り出し成形性（第２相形態の影響−２）」，材料とプロセス（日本鉄鋼協会論文集），ＣＡＭＰ−ＩＳＩＪ「討５１８」，１９９４年，第７巻，ｐ．７５４
【非特許文献３】
杉本公一，十代田哲夫，「ＴＲＩＰ型ベイナイト冷却鋼板のプレス成形性」，材料とプロセス（日本鉄鋼協会論文集），ＣＡＭＰ−ＩＳＩＪ，１９９８年，第１１巻，第４号，ｐ．４００−４０３
【００１４】
【発明が解決しようとする課題】
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、温間加工により優れた伸びフランジ性を有し、高い伸びをも兼ね備えた高強度鋼板を提供することにある。
【００１５】
【課題を解決するための手段】
上記課題を解決し得た本発明に係る温間加工による伸び及び伸びフランジ性に優れた高強度鋼板とは、質量％で、
Ｃ ：０．０５〜０．６％、
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）
を含有し、且つ、
母相組織は、平均硬度がビッカース硬度で２４０Ｈｖ以上であるベイニティック・フェライト及び／又はグラニュラー・ベイニティック・フェライトを全組織に対して占積率で７０％以上含有し、
第２相組織は、残留オーステナイトを全組織に対して占積率で５％以上３０％以下含有し、該残留オーステナイト中のＣ濃度（ＣγＲ）は１．０％以上であり、
更にベイナイト／マルテンサイトを含有しても良いところに要旨を有するものである。
【００１６】
本発明において、上記残留オーステナイトを全組織に対して占積率で８％以上含有するもの；上記残留オーステナイトの平均軸比（長軸／短軸）が２〜３０を満足するものは、本発明による作用効果が一層高められるので、いずれも好ましい態様である。
【００１７】
更に本発明において、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、いずれも本発明の好ましい態様である。
【００１８】
更に本発明には、上記の高強度鋼板を温間加工する方法、温間加工した高強度部材または高強度部品も本発明の範囲内に包含される。
【００１９】
【発明の実施の形態】
本発明者らは、γＲによる優れた伸び特性を維持したまま、しかも、大きな伸びフランジ性をも兼ね備えた低合金ＴＲＩＰ鋼板を提供すべく、特に温間加工との関係で鋭意検討してきた。冷間加工では歪みが大きくなり過ぎて加工硬化が起こる等加工性の点で問題であり、一方、熱間加工では、熱ロスが大きく、高強度化の為の組織制御が困難となる等の問題があるからである。
【００２０】
ところが前記非特許文献１〜２で詳述した通り、従来のＴＲＩＰ型鋼板（ポリゴナル・フェライト、ベイナイト及びγＲからなるＴＤＰ鋼板）を温間加工した場合、温間加工によるλ改善効果は、γＲの形態を微細針状型とし、且つ、打抜き温度を高めた場合にのみ認められるに過ぎず、一方、伸び特性は、温間加工によって低下してしまうことから、上記鋼板では、温間加工による伸びフランジ性及び伸びの両特性に優れた高強度鋼板を得ることは困難であるというのが実情である。
【００２１】
そこで本発明者らは、上記ＴＤＰ鋼板の組織とは異なり、母相組織が、転位密度の高い下部組織を有するベイニティック・フェライト及び／又はグラニュラー・ベイニティック・フェライトであり；第２相として、残留オーステナイト（γＲ）からなるＴＲＩＰ鋼板に着目し、温間加工による上記特性を一層向上させるべく、更に検討を重ねてきた。前記非特許文献３は、この様な母相組織からなるＴＲＩＰ鋼板を用いたときの温間加工による伸びフランジ性向上効果について検討したものであるが、その向上効果は依然として小さく、更なる向上が期待されるからである。その結果、母相組織の平均硬度、及び第２相たるγＲ中のＣ濃度及びγＲの体積率が適切に制御された鋼板を温間加工すれば、伸びフランジ性（打抜き温度は室温とする）及び伸び特性の双方が高められた高強度鋼板が得られることを見出し、本発明を完成した。
【００２２】
まず、本発明の組織について説明する。
【００２３】
上述した通り、本発明鋼板は、母相組織として、平均硬度がビッカース硬度で２４０Ｈｖ以上であるベイニティック・フェライト及び／又はグラニュラー・ベイニティック・フェライトを全組織に対して占積率で７０％以上含有し；第２相組織として、残留オーステナイトを全組織に対して占積率で５〜３０％含有し、該残留オーステナイト中のＣ濃度（ＣγＲ）は１．０％以上であり、更にベイナイト／マルテンサイトを含有しても良いものである。この様な組織に制御することにより、温間加工による極めて優れた加工性向上作用（伸び特性及び伸びフランジ性）が得られる理由は詳細には不明であるが、本発明によれば、γＲの歪み誘起変態によるＴＲＩＰ効果をもたらすのに大きな影響を及ぼすＣγＲ（γＲ中に含まれるＣ濃度）と、当該γＲの空間束縛状態に大きな影響を及ぼす母相組織の硬度とが適切に制御されている為、特に１００〜４００℃（好ましくは１５０〜２５０℃）の温度領域において、γＲ自体の塑性安定性が最も高くなり、良好な特性を発揮し得るものと考えられる。
【００２４】
ベイニティック・フェライト及び／又はグラニュラー・ベイニティック・フェ ライト：７０％以上
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、また「グラニュラー・ベイニティック・フェライト」とは、ラス状組織を有していないものの転位密度の高い下部組織を有するベイナイト組織を意味する。これらはいずれも、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、転位密度がないか或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、或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）。これらの組織はいずれも、光学顕微鏡観察やＳＥＭ観察するとアシキュラー状を呈しており、区別が困難である為、ベイナイト組織やポリゴナル・フェライト組織等との明確な違いを判定するには、ＴＥＭ観察による下部組織の同定が必要である。
【００２５】
この様に本発明の母相組織は、上述したベイニティック・フェライト及び／又はグラニュラー・ベイニティック・フェライトからなり、軟質のポリゴナル・フェライト組織を含まない為、割れ感受性に及ぼす影響が小さく、その結果として、割れが発生し難くなるという利点がある。
【００２６】
更に上記母相組織の平均硬度は、ビッカース硬度で２４０Ｈｖ以上である。本発明鋼板は、γＲの歪み誘起変態効果による延性向上を狙うものであるが、この様なγＲによる作用を有効に発揮させる為には、γＲの周囲を拘束し得る母相硬度を適切に制御することが必要であり、当該母相組織の平均硬度を２４０Ｈｖ（より好ましくは３００Ｈｖ以上、更により好ましくは３５０Ｈｖ以上）とすることが好ましい。尚、その上限は特に限定されないが、あまり高くなると、高強度鋼板の遅れ破壊特性が見られること等を考慮すると、４５０Ｈｖ以下（より好ましくは４００Ｈｖ以下）に制御することが推奨される。
【００２７】
本発明では、上記ベイニティック・フェライト組織及びグラニュラー・ベイニティック・フェライト組織を、夫々、単独で有していても良いし、或いは両方が混在しても良いが、その合計量は、全組織に対して占積率で７０％以上（好ましくは８０％以上、より好ましくは８５％以上）であることが必要である。これにより、上記母相組織による効果が有効に発揮されるからである。尚、上記母相組織の量は、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様、適切に制御することが推奨される。
【００２８】
残留オーステナイト（γ Ｒ ）：５〜３０％
γＲは全伸びの向上に有用であり、この様な作用を有効に発揮させる為には、全組織に対して占積率で５％（好ましくは８％以上、より好ましくは１０％以上、更により好ましくは１５％以上）存在することが必要である。一方、多量に存在すると伸びフランジ性が劣化するので、上限を３０％に定めた。γＲの占積率の上限は、鋼中Ｃ量によっても若干異なり、Ｃ：０．０６〜０．２５％未満の場合は、好ましくは２０％以下、より好ましくは１５％以下であり；一方、Ｃ：０．２５〜０．６％の場合は、好ましくは２５％以下である。
【００２９】
ここで、従来のＴＲＩＰ型鋼板におけるγＲは、旧オーステナイト粒界内にランダムな方位のγＲが存在しているのに対し、本発明におけるγＲは、同一パケット内のブロック境界などに沿って同一方位を有するγＲが存在し易いという特徴がある。
【００３０】
更に上記γＲ中のＣ濃度（ＣγＲ）は１．０％以上である。前述した通りＣγＲは、ＴＲＩＰ（歪誘起変態加工）の特性に大きく影響し、１．０％以上することにより、伸びや伸びフランジ性が向上する。好ましくは１．２％以上、より好ましくは１．５％以上である。尚、上記ＣγＲの含有量は多い程好ましいが、実操業上、調整可能な上限は、概ね２．０％と考えられる。
【００３１】
また、本発明におけるγＲの形態は、ラス状であることが好ましい。ここで、「形態がラス状である」とは、平均軸比（長軸／短軸）が２以上（好ましくは４以上、より好ましくは５以上）３０以下（好ましくは２０以下、より好ましくは１５以下）のものを意味する。この様なラス状のγＲとすることにより、従来のγＲと同様のＴＲＩＰ効果が得られるのみならず、更に顕著な伸びフランジ性向上効果も奏するものである。
【００３２】
その他：ベイナイト及び／又はマルテンサイト（０％を含む）
本発明の鋼板は、上記組織のみ（ベイニティック・フェライト及び／又はグラニュラー・ベイニティック・フェライト、並びにγＲの混合組織）からなっていても良いが、本発明の作用を損なわない範囲で、他の異種組織として、ベイナイト及び／又はマルテンサイトを有していても良い。これらの組織は本発明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、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】
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。
【００３４】
Ｃ：０．０５〜０．６％
Ｃは、高強度を確保し、且つ、所望の母相組織（ベイニティック・フェライト及び／又はグラニュラー・ベイニティック・フェライト）及び第２相組織（γＲ）を得る為に必須の元素であり、この様な作用を有効に発揮させる為には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。特にＣ量を０．２５％以上添加すると、γＲ量が増加し、更にγＲへのＣ濃縮が高くなるので、極めて高い強度−伸びバランスを得ることができる。
【００３５】
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。また、０．２５％以上添加すると溶接性が劣化する。
【００３６】
従って、溶接性を主に考慮すれば、Ｃ：０．０６〜０．２５％未満（より好ましくは０．２％以下、更により好ましくは０．１５％以下）に制御することが好ましく、一方、点溶接を必要とせず高い伸び等が要求される場合には、Ｃ：０．２５〜０．６％（より好ましくは０．３％以上）に制御することが推奨される。
【００３７】
Ｓｉ＋Ａｌ：０．５〜３％
Ｓｉ及びＡｌは、γＲ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。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為には、Ｓｉ及び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％を超えて添加すると、母相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易くなり、更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。
【００３８】
Ｍｎ：０．５〜３％
Ｍｎは、固溶強化元素として有効に作用する他、変態を促進してグラニュラー・ベイニティック・フェライト組織やベイニティック・フェライト組織の生成を促進する作用も発揮する。更にはγを安定化し、所望のγＲを得る為に必要な元素である。この様な作用を有効に発揮させる為には、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。
【００３９】
Ｐ：０．１５％以下（０％を含まない）
Ｐは、所望のγＲ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為には、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。
【００４０】
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る。好ましくは０．０２％以下、より好ましくは０．０１５％以下である。
【００４１】
本発明の鋼は上記成分を基本的に含有し、残部：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。
【００４２】
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、γＲ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。
【００４３】
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為には、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。
【００４４】
Ｃａ：０．００３％以下及び／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。
【００４５】
次に、本発明鋼板を製造する方法について説明する。
【００４６】
まず、上記成分を満足する鋼を、オーステナイト（γ）域温度まで加熱し、均熱［具体的には８５０℃以上（好ましくは８８０℃以上、より好ましくは９００℃以上）１０００℃以下（好ましくは９５０℃以下）の温度で１００〜１０００秒間（好ましくは３００秒以上、６００秒以下）加熱］した後、３０℃／ｓ以上（好ましくは４０℃以上、より好ましくは５０℃／ｓ以上、更により好ましくは７０℃／ｓ以上）の平均冷却速度で、３００℃以上（好ましくは３５０℃以上、より好ましくは４００℃以上）４８０℃以下（好ましくは４５０℃以下、より好ましくは４３０℃以下）まで冷却（急冷）し、当該温度域で１秒以上（好ましくは５秒以上）１８０秒以下（好ましくは１２０秒以下、より好ましくは６０秒以下）保持する（オーステンパ処理）。
【００４７】
このうち、γ域での均熱→急冷の工程は、特に所望の母相組織を得る為に重要であり、上記の如くγ域で均熱した後、急冷することにより、ポリゴナル・フェライトを生成させることなく、適切な硬度を有する所望のベイニティック・フェライト及び／又はグラニュラー・ベイニティック・フェライト（母相組織）を生成させることができる。特に平均冷却速度はγＲの形態に大きな影響を及ぼす為、極めて重要であり、上記範囲に制御することにより、母相組織のラス間に、所定形態のγＲを生成させることが可能となる。平均冷却速度が速ければ、平均軸比の大きなラス状γＲを得ることができる。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。
【００４８】
また、急冷後のオーステンパ処理は、上記処理により生成した所定形状のγＲが、炭化物に分解するのを抑制する為に極めて重要であり、特にオーステンパ処理の保持時間を上記の如く短く制御することにより、γＲ→炭化物への分解を有効に抑制することができる。更に、上記オーステンパ処理することにより、γＲへのＣ濃縮を、多量に且つ極めて短時間に行なうことができる。また、オーステンパ処理温度が高くなると、γＲは炭化物に容易に分解してしまい、所定量のγＲを得ることはできず、一方、オーステンパ処理温度が低くなると、γＲへのＣ濃縮が充分に行なわれない。
【００４９】
尚、上記工程では、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組織が生成しても構わない。また、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、更には合金化処理しても良い。
【００５０】
本発明では、上記方法によって製造された鋼板を温間加工することにより、伸び及び伸びフランジ性が共に著しく高められた高強度鋼板を得ることができる。ここで上記温間加工とは、１００〜４００℃（好ましくは１５０〜２５０℃、最も好ましくは約２００℃付近）で温間成形することを意味し、鋼板全体が当該温度域になる様、適宜、均熱すればよい。後記する実施例で実証する通り、本発明によれば、上記鋼板を温間加工することにより、伸びフランジ性（λ）に関しては、打抜き温度が２０℃の通常試験レベルで、温間加工しない場合に比べて約２．５倍にまで高めることができると同時に、全伸び（Ｅｌ）も、温間加工しない場合に比べて約３倍にまで上昇させることができ、いずれの特性についても、温間加工による顕著な向上効果を奏するものである。母相組織がポリゴナル・フェライトからなる従来のＴＲＩＰ鋼板では、温間加工しても、伸び特性若しくは伸びフランジ性のいずれか一方が向上するだけで、その向上効果は小さく、これらの両特性を共に著しく向上させることは困難であった点を考えれば、本発明鋼板は、温間加工用鋼板として極めて有用である。
【００５１】
以下実施例に基づいて本発明を詳述する。ただし、下記実施例は本発明を制限するものではなく、前・後記の趣旨を逸脱しない範囲で変更実施することは全て本発明の技術範囲に包含される。
【００５２】
【実施例】
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％）を真空溶製し、実験用スラブとした後に、当該スラブを９３０℃で１０分間均熱した後、７０℃／ｓの平均冷却速度で４００℃まで冷却し、当該温度域で２分間保持した（オーステンパ処理）。
【００５３】
この様にして得られた鋼板を２００℃で５分間均熱して温間加工し、下記要領で、引張強度（ＴＳ）、ＹＳ［下降伏点（降伏応力）］、及び伸び［全伸びのこと（ＥＩ）］を、夫々測定した。
【００５４】
まず、引張試験はＪＩＳ５号試験片を用い、ＴＳ、ＹＳ、及びＥＩを測定した。尚、引張試験の歪速度は１ｍｍ／ｓｅｃとした。
【００５５】
また、母相組織の硬度は、ビッカース硬度により３点平均（荷重５ｇ）で測定した。
【００５６】
伸びフランジ性（穴広げ性：λ）については、直径１００ｍｍ、板厚２．０ｍｍの円盤状試験片を用い、φ１０ｍｍの穴をパンチ打抜きした（打抜き温度は２０℃とする）後、２００℃に加熱して５分間均熱してから、６０°円錐パンチでばり上にて穴広げ加工することにより、亀裂貫通時点での穴広げ率（λ）を測定した（鉄鋼連盟規格ＪＦＳＴ １００１）。
【００５７】
更に、上記鋼板中組織の面積率は、鋼板をレペラー腐食し、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ；倍率１５００倍）観察により組織を同定した後、光学顕微鏡観察（倍率１０００倍）により組織の占積率を測定した。尚、γＲの占積率及びγＲ中のＣ濃度は、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）。
【００５８】
これらの結果を表２に示す。
【００５９】
【表１】
【表２】
これらの結果より、以下の様に考察することができる（以下のＮｏ．はすべて、表２中の実験Ｎｏ．を意味する）。
【００６２】
まず、Ｎｏ．２〜５、８〜１４はいずれも、本発明の範囲を満足する鋼種を用い、本発明で規定する条件で製造した鋼板を温間加工した本発明例であり、伸び及び伸びフランジ性のいずれも良好な高強度鋼板が得られた。特にＮｏ．８は、他の本発明例に比べてＳｉが低くＡｌが高い例であるが、（Ｓｉ＋Ａｌ）の合計量が適切に制御されている為、Ｅｌ及びλはいずれも高い。
【００６３】
これに対し、本発明で特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。
【００６４】
まず、Ｎｏ．１は、Ｃ量が少ない例であり、ＴＳが低く、γＲが全く生成しない為、低強度の割にはＥｌも低い。
【００６５】
Ｎｏ．６は、（Ｓｉ＋Ａｌ）の合計量が少ない例であり、所望のγＲが全く生成しない為、Ｅｌが７％と低かった。
【００６６】
Ｎｏ．７は、Ｍｎの量が少ない例であり、γＲが全く生成しない為、Ｅｌが５％と低かった。
【００６７】
実施例２：製造条件の検討
本実施例では、表１のＮｏ．３及びＮｏ．４の実験用スラブを用い、各スラブについて、以下の異なる条件で鋼板を製造した（熱延板の板厚は２．０ｍｍ）後、加工温度（引張温度）を２０℃から５００℃まで種々変化させ、加工温度による機械的特性に及ぼす影響を実施例１と同様にして調べた。ちなみに上記の鋼種は、Ｃ量が若干相違する（表１のＮｏ．３はＣ：０．２０％；表１のＮｏ．４はＣ：０．３０％）こと以外は、成分組成が近似するものであり、いずれも、本発明で特定する化学成分を満足する鋼である。
【００６８】
［製造方法］
表１のＮｏ．３：実施例１の方法と同じ
表１のＮｏ．４：均熱温度を８５０℃（フェライト＋オーステンパの２相域温度）とし、４００℃までの平均冷却速度を２０℃／ｓとすることにより、組織をポリゴナル・フェライト及び塊状γＲ（軸比１．３）に制御すると共に、当該温度域での保持時間を５分間と長くし、当該塊状γＲを安定化させた。
【００６９】
これらの結果を表３に記載すると共に、図１及び図２に、加工温度と、Ｅｌ若しくはλとの関係をグラフ化して示す。
【００７０】
【表３】
これらの結果より、以下の様に考察することができる。
【００７２】
表３のＮｏ．１〜１１は、いずれも表１の鋼種３（本発明鋼）を用い、本発明法により所望組織に制御した鋼板を種々の温度で加工した本発明例であり、一方、表３のＮｏ．１２〜２２は、いずれも表１の鋼種４（本発明鋼）を用い、従来法によりポリゴナル・フェライト、ベイナイト及び塊状γＲからなる組織に制御した鋼板（従来のＴＲＩＰ鋼板）を種々の温度で加工した比較例である。図１及び２からも明らかな通り、従来鋼板を温間加工した場合には、温間加工しない場合（２０℃）に比べ、Ｅｌは若干上昇するものの、λは殆ど上昇しなかったが、本発明鋼板を温間加工すると、いずれの特性も顕著に上昇している。しかもその程度は、温間加工しない場合に比べてＥｌで約３倍、λで約２．５倍にまで高めることができ、温間加工による極めて顕著な効果を確認することができた。
【００７３】
即ち、本発明によれば、温間加工用により、伸びフランジ性及び伸び特性の両特性に極めて優れた高強度鋼板を得ることができた。
【００７４】
実施例３：母相組織の硬度及びγ Ｒ の形態に及ぼす製造条件の検討
本実施例では、表１の鋼種Ｎｏ．３を用い、均熱温度を８００〜９５０℃（均熱時間は３００秒）、平均冷却速度を２０〜１５０℃／ｓ、オーステンパ温度を４００〜４５０℃、及びオーステンパ保持時間を５０〜２００ｓに種々変化させたこと以外は実施例１と同様にして鋼板を製造し、２００℃の温間加工を施したときの機械的特性を調べた。これらの結果を表４に記載する。
【００７５】
【表４】
まず、Ｎｏ．１〜４は、均熱温度を８００〜９５０℃と変化させた（その他の製造条件は一定）例であるが、均熱温度が８００℃と、本発明の範囲を下回る温度で均熱した場合（Ｎｏ．１）には、所望の母相組織を生成させることはできず（平均硬度も生成量も、本発明範囲を下回っている）、Ｅｌが１４％と低かった。これに対し、均熱温度を８５０〜９５０℃と、本発明の範囲内に制御した場合には、所望の母相組織が得られており、特に均熱温度が高い程、母相組織（ベイニティック・フェライト）の生成量も多くなっている。
【００７７】
Ｎｏ．５〜７は、オーステンパ保持時間を５０〜２００秒と変化させた（その他の製造条件は一定）例であるが、オーステンパ保持時間が２００秒と、本発明の範囲を超える長時間処理した場合（Ｎｏ．７）には、γＲが炭化物へと分解してしまい、γＲの占積率は２％と低く、且つ、パーライト組織が１１％と多く生成する為、伸びや伸びフランジ性が低下した。これに対し、オーステンパ保持時間を５０〜１００秒と、本発明の範囲内に制御した場合には、γＲ→炭化物への分解が抑制され、所望の母相組織及び第２相組織（γＲ）が得られている。
【００７８】
Ｎｏ．８〜１１は、平均冷却速度を２０〜１５０℃／ｓと変化させた（その他の製造条件は一定）例であるが、平均冷却速度が２０℃／ｓと遅い場合（Ｎｏ．８）には、所望の母相組織を生成させることはできず（平均硬度も生成量も、本発明範囲を下回っている）、Ｅｌが１３％と低かった。これに対し、平均冷却速度を４０〜１５０℃／ｓと、本発明の範囲内に制御した場合には、所望の母相組織が得られており、特に平均冷却速度が大きい程、γＲの軸比（長軸／短軸）が大きくなり、Ｅｌも高くなる傾向が見られた。
【００７９】
尚、Ｎｏ．１２は、前述した非特許文献３を模擬した条件で製造した例であるが、平均冷却速度が２０℃／ｓと遅く、オーステンパ保持時間が２００秒と長い為、所望の母相組織が得られず（母相組織の平均硬度は２１０Ｈｖと低い）、その結果、本発明例に比べてλ及びＥｌは低かった。
【００８０】
【発明の効果】
本発明は上記の様に構成されているので、約５００〜１４００ＭＰａ級の高強度及び超高強度域において、温間加工により、優れた伸びフランジ性および全伸びの両特性を兼ね備えた高強度鋼板を製造することができた。従って、本発明鋼板は、温間加工用鋼板として極めて有用である。
【図面の簡単な説明】
【図１】
加工温度を変化させたときのλに及ぼす影響について、本発明鋼板と従来鋼板を対比させたグラフである。
【図２】
加工温度を変化させたときのＥｌに及ぼす影響について、本発明鋼板と従来鋼板を対比させたグラフである。
Claims (8)
- 質量％で、
Ｃ ：０．０５〜０．６％、
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）
を含有し、且つ、
母相組織は、平均硬度がビッカース硬度で２４０Ｈｖ以上であるベイニティック・フェライト及び／又はグラニュラー・ベイニティック・フェライトを全組織に対して占積率で７０％以上含有し、
第２相組織は、残留オーステナイトを全組織に対して占積率で５〜３０％含有し、該残留オーステナイト中のＣ濃度（ＣγＲ）は１．０％以上であり、
更にベイナイト／マルテンサイトを含有しても良いものであることを特徴とする温間加工による伸び及び伸びフランジ性に優れた高強度鋼板。 - 前記残留オーステナイトを全組織に対して占積率で８％以上含有するものである請求項１に記載の高強度鋼板。
- 前記残留オーステナイトは、平均軸比（長軸／短軸）が２〜３０を満足するものである請求項１または２に記載の高強度鋼板。
- 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１〜３のいずれか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１〜４のいずれか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１〜５のいずれかに記載の高強度鋼板。 - 請求項１〜６のいずれかに記載の高強度鋼板を用いて１００〜４００℃で温間加工することを特徴とする温間加工方法。
- 請求項１〜６のいずれかに記載の高強度鋼板を温間加工した高強度部材または高強度部品。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2002355694A JP4068950B2 (ja) | 2002-12-06 | 2002-12-06 | 温間加工による伸び及び伸びフランジ性に優れた高強度鋼板、温間加工方法、及び温間加工された高強度部材または高強度部品 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2002355694A JP4068950B2 (ja) | 2002-12-06 | 2002-12-06 | 温間加工による伸び及び伸びフランジ性に優れた高強度鋼板、温間加工方法、及び温間加工された高強度部材または高強度部品 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2004190050A true JP2004190050A (ja) | 2004-07-08 |
| JP4068950B2 JP4068950B2 (ja) | 2008-03-26 |
Family
ID=32756313
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2002355694A Expired - Lifetime JP4068950B2 (ja) | 2002-12-06 | 2002-12-06 | 温間加工による伸び及び伸びフランジ性に優れた高強度鋼板、温間加工方法、及び温間加工された高強度部材または高強度部品 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP4068950B2 (ja) |
Cited By (48)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2006161139A (ja) * | 2004-12-10 | 2006-06-22 | Jfe Steel Kk | 温間成形に適した熱延鋼板およびその製造方法 |
| EP1686195A1 (en) * | 2005-01-28 | 2006-08-02 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | High strength spring steel having excellent hydrogen embrittlement resistance |
| JP2006207017A (ja) * | 2004-12-28 | 2006-08-10 | Kobe Steel Ltd | 耐水素脆化特性に優れた超高強度薄鋼板 |
| JP2006207020A (ja) * | 2004-12-28 | 2006-08-10 | Kobe Steel Ltd | 耐水素脆化特性及び加工性に優れた超高強度薄鋼板 |
| JP2006207019A (ja) * | 2004-12-28 | 2006-08-10 | Kobe Steel Ltd | 耐水素脆化特性及び加工性に優れた超高強度薄鋼板 |
| JP2006207016A (ja) * | 2004-12-28 | 2006-08-10 | Kobe Steel Ltd | 耐水素脆化特性に優れた超高強度薄鋼板 |
| JP2006233326A (ja) * | 2005-01-28 | 2006-09-07 | Kobe Steel Ltd | 耐水素脆化特性に優れた高強度ボルト |
| JP2006274417A (ja) * | 2005-03-30 | 2006-10-12 | Kobe Steel Ltd | 強度と加工性のバランスに優れた高強度冷延鋼板およびめっき鋼板 |
| WO2006129425A1 (ja) * | 2005-05-30 | 2006-12-07 | Jfe Steel Corporation | 成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
| JP2007111765A (ja) * | 2005-10-24 | 2007-05-10 | Nippon Steel Corp | 残留オーステナイト変態誘起塑性を有する高強度鋼鈑のプレス成形方法 |
| GB2438618A (en) * | 2006-05-29 | 2007-12-05 | Kobe Steel Ltd | Sheet made of a TRIP steel |
| WO2007142196A1 (ja) * | 2006-06-05 | 2007-12-13 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | 伸び、伸びフランジ性および溶接性に優れた高強度鋼板 |
| GB2439069A (en) * | 2006-03-29 | 2007-12-19 | Kobe Steel Ltd | High Strength cold rolled steel sheet and plated steel sheet excellent in the balance of strength and workability |
| JP2008007854A (ja) * | 2006-05-29 | 2008-01-17 | Kobe Steel Ltd | 伸びフランジ性に優れた高強度鋼板 |
| JP2009529098A (ja) * | 2006-03-07 | 2009-08-13 | アルセロールミタル・フランス | 極めて高い強度、延性および靭性特性を有する鋼板を製造するための方法、ならびにこのように製造された板 |
| US7591977B2 (en) | 2004-01-28 | 2009-09-22 | Kabuhsiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) | High strength and low yield ratio cold rolled steel sheet and method of manufacturing the same |
| JP2009256773A (ja) * | 2008-03-26 | 2009-11-05 | Kobe Steel Ltd | 延性および穴拡げ性に優れた高強度冷延鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板 |
| WO2010030021A1 (ja) * | 2008-09-10 | 2010-03-18 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度鋼板およびその製造方法 |
| JP2010116593A (ja) * | 2008-11-12 | 2010-05-27 | Kobe Steel Ltd | 高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板 |
| KR100990772B1 (ko) | 2005-12-28 | 2010-10-29 | 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 | 초고강도 박강판 |
| EP2365103A1 (en) * | 2008-10-31 | 2011-09-14 | Usui Kokusai Sangyo Kaisha Limited | High-strength steel machined product and method for manufacturing the same, and method for manufacturing diesel engine fuel injection pipe and common rail |
| JP2011202269A (ja) * | 2010-03-03 | 2011-10-13 | Kobe Steel Ltd | 温間加工性に優れた高強度鋼板 |
| JP2012041573A (ja) * | 2010-08-13 | 2012-03-01 | Nippon Steel Corp | 伸びとプレス成形安定性に優れた高強度薄鋼板 |
| JP2012092358A (ja) * | 2010-10-22 | 2012-05-17 | Jfe Steel Corp | 成形性および強度上昇能に優れた温間成形用薄鋼板およびそれを用いた温間成形方法 |
| WO2012067160A1 (ja) | 2010-11-18 | 2012-05-24 | 株式会社神戸製鋼所 | 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 |
| WO2012067159A1 (ja) | 2010-11-18 | 2012-05-24 | 株式会社神戸製鋼所 | 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 |
| JP2012514130A (ja) * | 2008-12-24 | 2012-06-21 | ポスコ | 高強度高延伸鋼板及び熱延鋼板、冷延鋼板、亜鉛メッキ鋼板及び亜鉛メッキ合金化鋼板の製造方法 |
| JP2012148305A (ja) * | 2011-01-19 | 2012-08-09 | Kobe Steel Ltd | 高強度鋼部材の成形方法 |
| JP2012148283A (ja) * | 2011-01-14 | 2012-08-09 | Kobe Steel Ltd | プレス成形方法 |
| JP2012148282A (ja) * | 2011-01-14 | 2012-08-09 | Kobe Steel Ltd | 高強度鋼板のプレス成形方法 |
| JP2012188738A (ja) * | 2010-11-15 | 2012-10-04 | Kobe Steel Ltd | 温間での延性と深絞り性に優れる高強度鋼板およびその製造方法 |
| JP2012240095A (ja) * | 2011-05-20 | 2012-12-10 | Kobe Steel Ltd | 高強度鋼板の温間成形方法 |
| WO2013005618A1 (ja) * | 2011-07-06 | 2013-01-10 | 新日鐵住金株式会社 | 冷延鋼板 |
| JP2013032580A (ja) * | 2011-07-06 | 2013-02-14 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | 冷延鋼板 |
| CN103313807A (zh) * | 2011-01-14 | 2013-09-18 | 株式会社神户制钢所 | 钢板的冲压成形方法 |
| WO2013146148A1 (ja) * | 2012-03-29 | 2013-10-03 | 株式会社神戸製鋼所 | 成形性および形状凍結性に優れた、高強度冷延鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、ならびにそれらの製造方法 |
| WO2013171884A1 (ja) | 2012-05-17 | 2013-11-21 | 新日鐵住金株式会社 | 金属材料の塑性加工方法及び塑性加工装置 |
| KR101534427B1 (ko) * | 2011-03-02 | 2015-07-06 | 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 | 실온 및 온간에서의 딥드로잉성이 우수한 고강도 강판 및 그 온간 가공 방법 |
| EP2719786A4 (en) * | 2011-06-10 | 2015-08-05 | Kobe Steel Ltd | HOT-PRESSED FORMING, MANUFACTURING METHOD AND THIN STEEL PLATE FOR HOT PRESSING |
| JP2016131978A (ja) * | 2015-01-15 | 2016-07-25 | 新日鐵住金株式会社 | プレス成形品の製造方法 |
| JP2017039972A (ja) * | 2015-08-19 | 2017-02-23 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 成形性に優れた温間成形用薄鋼板およびその温間成形方法 |
| US9657381B2 (en) | 2011-08-17 | 2017-05-23 | Kobe Steel, Ltd. | High-strength steel sheet having excellent room-temperature formability and warm formability, and warm forming method thereof |
| EP2155915B1 (fr) | 2007-05-11 | 2017-10-25 | ArcelorMittal | Procede de fabrication de tôles d'acier laminees a froid et recuites a tres haute resistance, et tôles ainsi produites |
| JP6338038B1 (ja) * | 2017-11-15 | 2018-06-06 | 新日鐵住金株式会社 | 高強度冷延鋼板 |
| JP2018162495A (ja) * | 2017-03-27 | 2018-10-18 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度高延性鋼板およびその製造方法 |
| JP2019524995A (ja) * | 2016-07-08 | 2019-09-05 | ザ・ナノスティール・カンパニー・インコーポレーテッド | 高降伏強度鋼 |
| US20200407817A1 (en) * | 2017-12-19 | 2020-12-31 | Arcelormittal | Cold rolled and heat treated steel sheet and a method of manufacturing thereof |
| US20210002740A1 (en) * | 2017-11-10 | 2021-01-07 | Arcelormittal | Cold rolled steel sheet and a method of manufacturing thereof |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP5671359B2 (ja) | 2010-03-24 | 2015-02-18 | 株式会社神戸製鋼所 | 温間加工性に優れた高強度鋼板 |
-
2002
- 2002-12-06 JP JP2002355694A patent/JP4068950B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (98)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US7591977B2 (en) | 2004-01-28 | 2009-09-22 | Kabuhsiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) | High strength and low yield ratio cold rolled steel sheet and method of manufacturing the same |
| JP2006161139A (ja) * | 2004-12-10 | 2006-06-22 | Jfe Steel Kk | 温間成形に適した熱延鋼板およびその製造方法 |
| JP2006207017A (ja) * | 2004-12-28 | 2006-08-10 | Kobe Steel Ltd | 耐水素脆化特性に優れた超高強度薄鋼板 |
| JP2006207020A (ja) * | 2004-12-28 | 2006-08-10 | Kobe Steel Ltd | 耐水素脆化特性及び加工性に優れた超高強度薄鋼板 |
| JP2006207019A (ja) * | 2004-12-28 | 2006-08-10 | Kobe Steel Ltd | 耐水素脆化特性及び加工性に優れた超高強度薄鋼板 |
| JP2006207016A (ja) * | 2004-12-28 | 2006-08-10 | Kobe Steel Ltd | 耐水素脆化特性に優れた超高強度薄鋼板 |
| JP4551815B2 (ja) * | 2004-12-28 | 2010-09-29 | 株式会社神戸製鋼所 | 耐水素脆化特性及び加工性に優れた超高強度薄鋼板 |
| JP4551816B2 (ja) * | 2004-12-28 | 2010-09-29 | 株式会社神戸製鋼所 | 耐水素脆化特性及び加工性に優れた超高強度薄鋼板 |
| JP4553372B2 (ja) * | 2004-12-28 | 2010-09-29 | 株式会社神戸製鋼所 | 耐水素脆化特性に優れた超高強度薄鋼板 |
| EP1686195A1 (en) * | 2005-01-28 | 2006-08-02 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | High strength spring steel having excellent hydrogen embrittlement resistance |
| JP2006233326A (ja) * | 2005-01-28 | 2006-09-07 | Kobe Steel Ltd | 耐水素脆化特性に優れた高強度ボルト |
| US7438770B2 (en) | 2005-01-28 | 2008-10-21 | Kobe Steel, Ltd. | High strength spring steel having excellent hydrogen embrittlement resistance |
| WO2006106733A1 (ja) * | 2005-03-30 | 2006-10-12 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | 強度と加工性のバランスに優れた高強度冷延鋼板およびめっき鋼板 |
| KR100919336B1 (ko) * | 2005-03-30 | 2009-09-25 | 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 | 강도와 가공성의 밸런스가 우수한 고강도 냉연 강판 및도금 강판 |
| US7767036B2 (en) | 2005-03-30 | 2010-08-03 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) | High strength cold rolled steel sheet and plated steel sheet excellent in the balance of strength and workability |
| JP4716358B2 (ja) * | 2005-03-30 | 2011-07-06 | 株式会社神戸製鋼所 | 強度と加工性のバランスに優れた高強度冷延鋼板およびめっき鋼板 |
| JP2006274417A (ja) * | 2005-03-30 | 2006-10-12 | Kobe Steel Ltd | 強度と加工性のバランスに優れた高強度冷延鋼板およびめっき鋼板 |
| US10450626B2 (en) | 2005-05-30 | 2019-10-22 | Jfe Steel Corporation | High-strength hot-dip galvanized steel sheet excellent in formability and method of producing same |
| JP2007009320A (ja) * | 2005-05-30 | 2007-01-18 | Jfe Steel Kk | 成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
| WO2006129425A1 (ja) * | 2005-05-30 | 2006-12-07 | Jfe Steel Corporation | 成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
| JP4619262B2 (ja) * | 2005-10-24 | 2011-01-26 | 新日本製鐵株式会社 | 残留オーステナイト変態誘起塑性を有する高強度鋼鈑のプレス成形方法 |
| JP2007111765A (ja) * | 2005-10-24 | 2007-05-10 | Nippon Steel Corp | 残留オーステナイト変態誘起塑性を有する高強度鋼鈑のプレス成形方法 |
| KR100990772B1 (ko) | 2005-12-28 | 2010-10-29 | 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 | 초고강도 박강판 |
| JP2009529098A (ja) * | 2006-03-07 | 2009-08-13 | アルセロールミタル・フランス | 極めて高い強度、延性および靭性特性を有する鋼板を製造するための方法、ならびにこのように製造された板 |
| US10370746B2 (en) | 2006-03-07 | 2019-08-06 | Arcelormittal | Process for manufacturing steel sheet |
| US9856548B2 (en) | 2006-03-07 | 2018-01-02 | Arcelormittal France | Process for manufacturing steel sheet having very high strength, ductility and toughness characteristics, and sheet thus produced |
| GB2439069B (en) * | 2006-03-29 | 2011-11-30 | Kobe Steel Ltd | High Strength cold-rolled steel sheet exhibiting excellent strength-workability balance and plated steel sheet |
| GB2439069A (en) * | 2006-03-29 | 2007-12-19 | Kobe Steel Ltd | High Strength cold rolled steel sheet and plated steel sheet excellent in the balance of strength and workability |
| JP2008007854A (ja) * | 2006-05-29 | 2008-01-17 | Kobe Steel Ltd | 伸びフランジ性に優れた高強度鋼板 |
| US7468109B2 (en) | 2006-05-29 | 2008-12-23 | Kobe Steel, Ltd. | High strength steel sheet having excellent stretch flangeability |
| GB2438618A (en) * | 2006-05-29 | 2007-12-05 | Kobe Steel Ltd | Sheet made of a TRIP steel |
| GB2438618B (en) * | 2006-05-29 | 2008-07-23 | Kobe Steel Ltd | High strength steel sheet having excellent stretch flangeabilty |
| GB2452231B (en) * | 2006-06-05 | 2012-02-22 | Kobe Steel Ltd | High-strength steel sheet having excellent elongation, stretch flangeability, and weldability |
| JP2007321236A (ja) * | 2006-06-05 | 2007-12-13 | Kobe Steel Ltd | 伸び、伸びフランジ性および溶接性に優れた高強度鋼板 |
| GB2452231A (en) * | 2006-06-05 | 2009-03-04 | Kobe Steel Ltd | High-strength steel sheet excellent in stretchability, stretch flangeability, and weldability |
| US8197617B2 (en) | 2006-06-05 | 2012-06-12 | Kobe Steel, Ltd. | High-strength steel sheet having excellent elongation, stretch flangeability and weldability |
| WO2007142196A1 (ja) * | 2006-06-05 | 2007-12-13 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | 伸び、伸びフランジ性および溶接性に優れた高強度鋼板 |
| US10612106B2 (en) | 2007-05-11 | 2020-04-07 | Arcelormittal | Process for manufacturing cold-rolled and annealed steel sheet with a very high strength, and sheet thus produced |
| US11414722B2 (en) | 2007-05-11 | 2022-08-16 | Arcelormittal | Process for manufacturing cold-rolled and annealed steel sheet with a very high strength, and sheet thus produced |
| EP2155915B2 (fr) † | 2007-05-11 | 2022-04-27 | ArcelorMittal | Procédé de fabrication de tôles d'acier laminées à froid et recuites à très haute résistance, et tôles ainsi produites |
| EP2155915B1 (fr) | 2007-05-11 | 2017-10-25 | ArcelorMittal | Procede de fabrication de tôles d'acier laminees a froid et recuites a tres haute resistance, et tôles ainsi produites |
| JP2009256773A (ja) * | 2008-03-26 | 2009-11-05 | Kobe Steel Ltd | 延性および穴拡げ性に優れた高強度冷延鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板 |
| JP2010065273A (ja) * | 2008-09-10 | 2010-03-25 | Jfe Steel Corp | 高強度鋼板およびその製造方法 |
| WO2010030021A1 (ja) * | 2008-09-10 | 2010-03-18 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度鋼板およびその製造方法 |
| CN102149841A (zh) * | 2008-09-10 | 2011-08-10 | 杰富意钢铁株式会社 | 高强度钢板及其制造方法 |
| EP2365103A4 (en) * | 2008-10-31 | 2013-12-25 | Usui Kokusai Sangyo Kk | HIGH-FIXED STEEL MACHINED PRODUCT AND METHOD OF MANUFACTURING THEREFOR AND METHOD FOR PRODUCING DIESEL ENGINE FUEL INJECTION PIPE AND COMMON RAIL |
| EP2365103A1 (en) * | 2008-10-31 | 2011-09-14 | Usui Kokusai Sangyo Kaisha Limited | High-strength steel machined product and method for manufacturing the same, and method for manufacturing diesel engine fuel injection pipe and common rail |
| JP2010116593A (ja) * | 2008-11-12 | 2010-05-27 | Kobe Steel Ltd | 高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板 |
| JP2012514130A (ja) * | 2008-12-24 | 2012-06-21 | ポスコ | 高強度高延伸鋼板及び熱延鋼板、冷延鋼板、亜鉛メッキ鋼板及び亜鉛メッキ合金化鋼板の製造方法 |
| JP2011202269A (ja) * | 2010-03-03 | 2011-10-13 | Kobe Steel Ltd | 温間加工性に優れた高強度鋼板 |
| JP2012041573A (ja) * | 2010-08-13 | 2012-03-01 | Nippon Steel Corp | 伸びとプレス成形安定性に優れた高強度薄鋼板 |
| JP2012092358A (ja) * | 2010-10-22 | 2012-05-17 | Jfe Steel Corp | 成形性および強度上昇能に優れた温間成形用薄鋼板およびそれを用いた温間成形方法 |
| JP2012188738A (ja) * | 2010-11-15 | 2012-10-04 | Kobe Steel Ltd | 温間での延性と深絞り性に優れる高強度鋼板およびその製造方法 |
| WO2012067159A1 (ja) | 2010-11-18 | 2012-05-24 | 株式会社神戸製鋼所 | 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 |
| JP2012122129A (ja) * | 2010-11-18 | 2012-06-28 | Kobe Steel Ltd | 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 |
| CN103210109A (zh) * | 2010-11-18 | 2013-07-17 | 株式会社神户制钢所 | 成形性优异的高强度钢板、温加工方法和经温加工的汽车零件 |
| KR101532491B1 (ko) * | 2010-11-18 | 2015-06-29 | 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 | 성형성이 우수한 고강도 강판, 온간 가공 방법 및 온간 가공된 자동차 부품 |
| WO2012067160A1 (ja) | 2010-11-18 | 2012-05-24 | 株式会社神戸製鋼所 | 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 |
| US10544489B2 (en) | 2010-11-18 | 2020-01-28 | Kobe Steel, Ltd. | Highly formable high-strength steel sheet, warm working method, and warm-worked automobile part |
| EP2641991A4 (en) * | 2010-11-18 | 2016-07-06 | Kobe Steel Ltd | HIGH-RESISTANCE STEEL PLATE WITH EXCELLENT FORMABILITY, HOT WORKING PROCESSES AND HOT-EDITED AUTOMOTIVE PARTS |
| JP2012122130A (ja) * | 2010-11-18 | 2012-06-28 | Kobe Steel Ltd | 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 |
| EP2641990A4 (en) * | 2010-11-18 | 2016-07-06 | Kobe Steel Ltd | HIGH STRENGTH STEEL PLATE WITH EXCELLENT FORMABILITY, HOT FORMING PROCESS, AND HOT-FORMED AUTOMOBILE PART |
| KR101532492B1 (ko) * | 2010-11-18 | 2015-06-29 | 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 | 성형성이 우수한 고강도 강판, 온간 가공 방법 및 온간 가공된 자동차 부품 |
| JP2012148283A (ja) * | 2011-01-14 | 2012-08-09 | Kobe Steel Ltd | プレス成形方法 |
| US9550221B2 (en) | 2011-01-14 | 2017-01-24 | Kobe Steel, Ltd. | Press forming method for steel plate |
| CN104690137A (zh) * | 2011-01-14 | 2015-06-10 | 株式会社神户制钢所 | 钢板的冲压成形方法 |
| JP2012148282A (ja) * | 2011-01-14 | 2012-08-09 | Kobe Steel Ltd | 高強度鋼板のプレス成形方法 |
| US9463501B2 (en) | 2011-01-14 | 2016-10-11 | Kobe Steel, Ltd. | Press forming method for steel plate |
| CN103313807A (zh) * | 2011-01-14 | 2013-09-18 | 株式会社神户制钢所 | 钢板的冲压成形方法 |
| JP2012148305A (ja) * | 2011-01-19 | 2012-08-09 | Kobe Steel Ltd | 高強度鋼部材の成形方法 |
| KR101534427B1 (ko) * | 2011-03-02 | 2015-07-06 | 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 | 실온 및 온간에서의 딥드로잉성이 우수한 고강도 강판 및 그 온간 가공 방법 |
| US9194032B2 (en) | 2011-03-02 | 2015-11-24 | Kobe Steel, Ltd. | High-strength steel sheet with excellent deep drawability at room temperature and warm temperature, and method for warm working same |
| JP2012240095A (ja) * | 2011-05-20 | 2012-12-10 | Kobe Steel Ltd | 高強度鋼板の温間成形方法 |
| US9475112B2 (en) | 2011-06-10 | 2016-10-25 | Kobe Steel, Ltd. | Hot press-formed product and process for producing same |
| EP2719786A4 (en) * | 2011-06-10 | 2015-08-05 | Kobe Steel Ltd | HOT-PRESSED FORMING, MANUFACTURING METHOD AND THIN STEEL PLATE FOR HOT PRESSING |
| US9523139B2 (en) | 2011-07-06 | 2016-12-20 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Cold-rolled steel sheet |
| WO2013005618A1 (ja) * | 2011-07-06 | 2013-01-10 | 新日鐵住金株式会社 | 冷延鋼板 |
| JP2013032580A (ja) * | 2011-07-06 | 2013-02-14 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | 冷延鋼板 |
| US9657381B2 (en) | 2011-08-17 | 2017-05-23 | Kobe Steel, Ltd. | High-strength steel sheet having excellent room-temperature formability and warm formability, and warm forming method thereof |
| JP2013227654A (ja) * | 2012-03-29 | 2013-11-07 | Kobe Steel Ltd | 成形性および形状凍結性に優れた、高強度冷延鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、ならびにそれらの製造方法 |
| WO2013146148A1 (ja) * | 2012-03-29 | 2013-10-03 | 株式会社神戸製鋼所 | 成形性および形状凍結性に優れた、高強度冷延鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、ならびにそれらの製造方法 |
| US10010917B2 (en) | 2012-05-17 | 2018-07-03 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Plastic working method of metals and plastic working apparatus |
| KR20140144294A (ko) | 2012-05-17 | 2014-12-18 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 금속 재료의 소성 가공 방법 및 소성 가공 장치 |
| WO2013171884A1 (ja) | 2012-05-17 | 2013-11-21 | 新日鐵住金株式会社 | 金属材料の塑性加工方法及び塑性加工装置 |
| JP2016131978A (ja) * | 2015-01-15 | 2016-07-25 | 新日鐵住金株式会社 | プレス成形品の製造方法 |
| JP2017039972A (ja) * | 2015-08-19 | 2017-02-23 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 成形性に優れた温間成形用薄鋼板およびその温間成形方法 |
| JP7028856B2 (ja) | 2016-07-08 | 2022-03-02 | ザ・ナノスティール・カンパニー・インコーポレーテッド | 高降伏強度鋼 |
| JP2019524995A (ja) * | 2016-07-08 | 2019-09-05 | ザ・ナノスティール・カンパニー・インコーポレーテッド | 高降伏強度鋼 |
| JP2018162495A (ja) * | 2017-03-27 | 2018-10-18 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度高延性鋼板およびその製造方法 |
| US20210002740A1 (en) * | 2017-11-10 | 2021-01-07 | Arcelormittal | Cold rolled steel sheet and a method of manufacturing thereof |
| US11920207B2 (en) * | 2017-11-10 | 2024-03-05 | Arcelormittal | Cold rolled steel sheet and a method of manufacturing thereof |
| WO2019097600A1 (ja) * | 2017-11-15 | 2019-05-23 | 日本製鉄株式会社 | 高強度冷延鋼板 |
| US11208705B2 (en) | 2017-11-15 | 2021-12-28 | Nippon Steel Corporation | High-strength cold-rolled steel sheet |
| CN111344423A (zh) * | 2017-11-15 | 2020-06-26 | 日本制铁株式会社 | 高强度冷轧钢板 |
| CN111344423B (zh) * | 2017-11-15 | 2022-07-22 | 日本制铁株式会社 | 高强度冷轧钢板 |
| JP6338038B1 (ja) * | 2017-11-15 | 2018-06-06 | 新日鐵住金株式会社 | 高強度冷延鋼板 |
| US20200407817A1 (en) * | 2017-12-19 | 2020-12-31 | Arcelormittal | Cold rolled and heat treated steel sheet and a method of manufacturing thereof |
| US11795519B2 (en) * | 2017-12-19 | 2023-10-24 | Arcelormittal | Cold rolled and heat treated steel sheet and a method of manufacturing thereof |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP4068950B2 (ja) | 2008-03-26 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP4068950B2 (ja) | 温間加工による伸び及び伸びフランジ性に優れた高強度鋼板、温間加工方法、及び温間加工された高強度部材または高強度部品 | |
| JP6290168B2 (ja) | 高強度冷間圧延鋼板およびそのような鋼板を作製する方法 | |
| TWI412605B (zh) | 高強度鋼板及其製造方法 | |
| JP5860308B2 (ja) | 温間成形性に優れた高強度鋼板およびその製造方法 | |
| JP5671359B2 (ja) | 温間加工性に優れた高強度鋼板 | |
| JP5537394B2 (ja) | 温間加工性に優れた高強度鋼板 | |
| JP2006176807A (ja) | 伸びおよび伸びフランジ性に優れる複合組織鋼板 | |
| JP2005336526A (ja) | 加工性に優れた高強度鋼板及びその製造方法 | |
| JP4109619B2 (ja) | 伸び、及び伸びフランジ性に優れた高強度鋼板 | |
| JP2004308002A (ja) | 伸び及び耐水素脆化特性に優れた超高強度鋼板、その製造方法、並びに該超高強度鋼板を用いた超高強度プレス成形部品の製造方法 | |
| JP5363922B2 (ja) | 伸びと伸びフランジ性のバランスに優れた高強度冷延鋼板 | |
| JP5521444B2 (ja) | 加工性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法 | |
| EP2641990A1 (en) | High-strength steel plate with excellent formability, warm working method, and warm-worked automotive part | |
| JP4005517B2 (ja) | 伸び、及び伸びフランジ性に優れた高強度複合組織鋼板 | |
| JP2020020033A (ja) | 鋼材およびその製造方法 | |
| JP2010018862A (ja) | 耐水素脆化特性および加工性に優れた高強度冷延鋼板 | |
| JP5302840B2 (ja) | 伸びと伸びフランジ性のバランスに優れた高強度冷延鋼板 | |
| JPH08188847A (ja) | 疲労特性にすぐれる複合組織鋼板及びその製造方法 | |
| JP3417878B2 (ja) | 伸びフランジ性および疲労特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製法 | |
| JP5632759B2 (ja) | 高強度鋼部材の成形方法 | |
| JP2004091924A (ja) | 伸びフランジ性に優れた高強度鋼板 | |
| JP2004035905A (ja) | 成形性に優れる超高強度冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JP2003247045A (ja) | 伸びフランジ性に優れた複合組織鋼板およびその製造方法 | |
| JP2009144239A (ja) | 伸びおよび伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板 | |
| JP2003183775A (ja) | 冷延鋼板製造用母板、高強度高延性冷延鋼板およびそれらの製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20040811 |
|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20051129 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20070219 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20070227 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20070427 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A821 Effective date: 20070427 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20080108 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20080111 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110118 Year of fee payment: 3 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 Ref document number: 4068950 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120118 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130118 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130118 Year of fee payment: 5 |
|
| EXPY | Cancellation because of completion of term |