JP2012188738A - 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 - Google Patents
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Abstract
【課題】温間での延性と深絞り性に優れた高強度鋼板を提供する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．１０〜０．３０％、Ｓｉ：１．０％超え〜３．０％以下、Ｍｎ：１．０〜３．０％、Ｐ：０．１０％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０１０％以下（０％を含まない）、Ｎ：０．００２０〜０．０３００％以下、Ａｌ：０．００１０〜０．１％を含み、残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成を有し、ミクロ組織が、全組織に対する面積率でベイナイトとベイニティックフェライトの合計：６５％％以上、残留γ：５％以上、マルテンサイトと残留γの合計：３５％以下、ポリゴナルフェライト：１０％以下（０％を含む）、残部として前記以外の組織：５％以下（０％を含む）からなり、前記残留γ中の炭素濃度が１．３％以下であり、かつ、ベイニティックフェライトおよび／またはベイナイトのパケット界面間隔が１．４μｍ以上である高強度鋼板。
【選択図】図４
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．１０〜０．３０％、Ｓｉ：１．０％超え〜３．０％以下、Ｍｎ：１．０〜３．０％、Ｐ：０．１０％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０１０％以下（０％を含まない）、Ｎ：０．００２０〜０．０３００％以下、Ａｌ：０．００１０〜０．１％を含み、残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成を有し、ミクロ組織が、全組織に対する面積率でベイナイトとベイニティックフェライトの合計：６５％％以上、残留γ：５％以上、マルテンサイトと残留γの合計：３５％以下、ポリゴナルフェライト：１０％以下（０％を含む）、残部として前記以外の組織：５％以下（０％を含む）からなり、前記残留γ中の炭素濃度が１．３％以下であり、かつ、ベイニティックフェライトおよび／またはベイナイトのパケット界面間隔が１．４μｍ以上である高強度鋼板。
【選択図】図４
Description
本発明は、自動車用部材に適した高強度鋼板、詳細には、プレス成形性、特に、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に関する。
例えば自動車部品などに使用される鋼板には、衝突安全性や車体軽量化による燃費低減などを目的として高強度が求められるとともに、形状の複雑な部品に加工するために優れた成形性も要求される。このため、高強度鋼板においては、特に更なる延性と深絞り性の向上が切望されている。
このようなニーズを受けて、材料面からは、種々の組織制御の考え方に基づき、延性を改善した高強度鋼板が多数提案されている。その中で、高強度と延性を兼ね備えた鋼板として、ＴＲＩＰ型（Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ；変態誘起塑性）鋼板が注目されている。ＴＲＩＰ型鋼板は、鋼中にオーステナイト組織が残留しており、加工変形による応力によって残留オーステナイトがマルテンサイトに誘起変態し、加工硬化率が上昇する事により優れた延性が得られる鋼板である。
例えば、特許文献１には、Ｃ：０．１６％以上０．７２％以下、Ｓｉ：３．０％以下、Ｍｎ：０．５％以上３．０％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０７％以下、Ａｌ：３．０％以下およびＮ：０．０１０％以下とし、かつＳｉ＋Ａｌが０．７％以上を満足させ、マルテンサイトの鋼板組織全体に対する面積率を１０％以上９０％以下、残留オーステナイト量を５％以上５０％以下、上部ベイナイト中のベイニティックフェライトの鋼板組織全体に対する面積率を５％以上とし、前記マルテンサイトの鋼板組織全体に対する面積率、前記残留オーステナイト量および前記上部ベイナイト中のベイニティックフェライトの鋼板組織全体に対する面積率の合計が６０％以上、ポリゴナルフェライトの鋼板組織全体に対する面積率が１０％以下（０％を含む）を満足させ、かつ前記残留オーステナイト中の平均Ｃ量を０．７０％以上２．００％以下とするＴＲＩＰ型ベイニティックフェライト鋼板が開示されている。
特許文献２には、Ｃ：０．１０〜０．２０％、Ｓｉ：０．８〜２．５％、Ｍｎ：１．５〜２．５％、Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｐ：０．１％未満（０％を含まない）、Ｓ：０．００２％未満（０％を含まない）を含有し、残部：鉄および不可避不純物を満足するとともに、組織が、少なくとも、ベイニティック・フェライトと残留オーステナイトとを含み、全組織に対する面積率で、ベイニティック・フェライト：７０％以上、残留オーステナイト：２〜２０％、ポリゴナル・フェライト及び／又は準ポリゴナル・フェライト：１５％以下（０％を含まない）を満足し、且つ、前記残留オーステナイト中に占める平均粒径５μｍ以下の残留オーステナイトの割合は６０％以上であるＴＲＩＰ型ベイニティックフェライト鋼板が開示されている。
上記特許文献１、２に開示された高張力鋼板は、高強度と延性を兼ね備えたＴＲＩＰ型ベイニティックフェライト鋼板であるが、常温での成形性に関するもので、その温間成形性については考慮されていない。
また、成形面からは、温間や熱間での成形方法が提案されており、非特許文献１には、温間成形に関する技術が開示されている。この中で、引張強度が７８０ＭＰａ級のＴＲＩＰ型鋼板を８０〜２３０℃で成形すると、延性が向上する旨が示されているが、引張強度が９８０ＭＰａ以上の鋼板において温間での延性を向上させるにはどのような組織にすることが望ましいかについては、明らかにされていない。
プレス技術，第４２巻，第１２号，２００４年１１月，Ｐ．３４−３８
そこで本発明の目的は、高強度ＴＲＩＰ型ベイニティックフェライト鋼板について延性と深絞り性、特に温間（１００〜５００℃）での延性と深絞り性を高めた鋼板およびその製造方法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 ：０．１０〜０．３０％、
Ｓｉ：１．０％超え〜３．０％、
Ｍｎ：１．０〜３．０％、
Ｐ ：０．１０％以下（０％を含む）、
Ｓ ：０．０１０％以下（０％を含む）、
Ｎ ：０．００２０〜０．０３００％以下、
Ａｌ：０．００１０〜０．１％
を満たし、残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成を有し、
ミクロ組織が、全組織に対する面積率で
ベイニティックフェライトとベイナイトの合計：６５％％以上、
残留オーステナイト：５％以上、
マルテンサイトと残留オーステナイトの合計：３５％以下、
ポリゴナルフェライト：１０％以下（０％を含む）
残部として前記以外の組織：５％以下（０％を含む）からなり、
前記残留オーステナイト中の炭素濃度が１．３％以下であり、かつ、ベイニティックフェライトおよび／またはベイナイトのパケット界面間隔が１．４μｍ以上であることを特徴とする温間での延性と深絞り性に優れる高強度鋼板である。
質量％で（以下、化学成分について同じ。）、
Ｃ ：０．１０〜０．３０％、
Ｓｉ：１．０％超え〜３．０％、
Ｍｎ：１．０〜３．０％、
Ｐ ：０．１０％以下（０％を含む）、
Ｓ ：０．０１０％以下（０％を含む）、
Ｎ ：０．００２０〜０．０３００％以下、
Ａｌ：０．００１０〜０．１％
を満たし、残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成を有し、
ミクロ組織が、全組織に対する面積率で
ベイニティックフェライトとベイナイトの合計：６５％％以上、
残留オーステナイト：５％以上、
マルテンサイトと残留オーステナイトの合計：３５％以下、
ポリゴナルフェライト：１０％以下（０％を含む）
残部として前記以外の組織：５％以下（０％を含む）からなり、
前記残留オーステナイト中の炭素濃度が１．３％以下であり、かつ、ベイニティックフェライトおよび／またはベイナイトのパケット界面間隔が１．４μｍ以上であることを特徴とする温間での延性と深絞り性に優れる高強度鋼板である。
請求項２に記載の発明は、
請求項１に記載の成分組成およびミクロ組織を有する温間での延性と深絞り性に優れる温間成形用高強度鋼板である。
請求項１に記載の成分組成およびミクロ組織を有する温間での延性と深絞り性に優れる温間成形用高強度鋼板である。
請求項３に記載の発明は、
請求項１に記載の成分組成を有する鋼片を、熱間圧延し、冷間圧延により冷延鋼板とし、ついで該冷延鋼板を、オーステナイト単相域の温度で１５〜６００秒間焼鈍した後、４２０〜４９０℃の保持温度域で定める冷却停止温度まで冷却するに際し、少なくとも５５０℃までは平均冷却速度を５℃／秒以上に制御して冷却し、該保持温度域で３００秒以上保持する温間での延性と深絞り性に優れる高強度鋼板の製造方法である。
請求項１に記載の成分組成を有する鋼片を、熱間圧延し、冷間圧延により冷延鋼板とし、ついで該冷延鋼板を、オーステナイト単相域の温度で１５〜６００秒間焼鈍した後、４２０〜４９０℃の保持温度域で定める冷却停止温度まで冷却するに際し、少なくとも５５０℃までは平均冷却速度を５℃／秒以上に制御して冷却し、該保持温度域で３００秒以上保持する温間での延性と深絞り性に優れる高強度鋼板の製造方法である。
本発明によれば、延性と深絞り性の向上、特に、温間での延性と深絞り性を著しく向上させることが可能となり、より成形性に優れた高強度ＴＲＩＰ型ベイニティックフェライト鋼板を提供できるようになった。本発明鋼板は、冷間でも延性が優れており、低降伏比であることから、冷間成形にも適している。
本発明者らは、高強度と延性を兼ね備えたＴＲＩＰ型鋼板、その中で特に、ベイニティックフェライトおよび／またはベイナイトを主相とする高強度ＴＲＩＰ型ベイニティックフェライト鋼板について、更に、延性と深絞り性を向上させるべく、その組織と延性および深絞り性との関係について鋭意検討を行なってきた。 その結果、残留オーステナイトの分率およびその固溶炭素濃度を特定の範囲（残留オーステナイトを５％以上、かつ、残留オーステナイト中の炭素濃度を１．３％以下）に制御するとともに、組織中のベイニティックフェライトおよび／またはベイナイトのパケット界面間隔（以下、「ベイニティックフェライトおよび／またはベイナイトのパケット界面間隔」のことを単に「パケット界面間隔」ともいう）を１．４μｍ以上に制御することにより、残留オーステナイトのＴＲＩＰ効果がより一層促進し、延性、特に、温間での延性を著しく向上させることができるとともに、温間における材料強度の加工速度依存性が強まり、温間での深絞り性をも向上させることが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。
＜ベイニティックフェライトとベイナイトの合計：６５％％以上＞
ベイニティックフェライトおよび／またはベイナイト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ため、母相とする事で強度−成形性バランスを高めることが出来る。９８０ＭＰａ以上の強度を得るためには、組織内に６５％以上のベイニティックフェライトおよび／またはベイナイトが必要である。また、温間での優れた延性を得るためには５％以上の残留オーステナイトが必要であり、これはオーステンパー中にベイニティックフェライトおよび／またはベイナイトを生成させ、未変態のオーステナイト相に固溶炭素を濃縮させ、Ｍｓ温度を室温以下まで低下させればよい。オーステンパーの温度および時間が不十分で、オーステナイトからのベイニティックフェライトおよび／またはベイナイトへの変態が面積率で６５％未満の場合、上記固溶炭素濃縮が不足し、５％以上の残留オーステナイトを生成させることができない。従って、ベイニティックフェライトとベイナイトの合計は、６５％以上とする。好ましくは７０％以上、さらに好ましくは７５％以上である。
ベイニティックフェライトおよび／またはベイナイト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ため、母相とする事で強度−成形性バランスを高めることが出来る。９８０ＭＰａ以上の強度を得るためには、組織内に６５％以上のベイニティックフェライトおよび／またはベイナイトが必要である。また、温間での優れた延性を得るためには５％以上の残留オーステナイトが必要であり、これはオーステンパー中にベイニティックフェライトおよび／またはベイナイトを生成させ、未変態のオーステナイト相に固溶炭素を濃縮させ、Ｍｓ温度を室温以下まで低下させればよい。オーステンパーの温度および時間が不十分で、オーステナイトからのベイニティックフェライトおよび／またはベイナイトへの変態が面積率で６５％未満の場合、上記固溶炭素濃縮が不足し、５％以上の残留オーステナイトを生成させることができない。従って、ベイニティックフェライトとベイナイトの合計は、６５％以上とする。好ましくは７０％以上、さらに好ましくは７５％以上である。
＜残留オーステナイト：５％以上＞
温間での優れた延性は、金属組織内に残留オーステナイトを含有させることで、材料が加工されたときに残留オーステナイトが硬質相に変態（加工誘起変態）することによる加工硬化率の上昇により達成される。残留オーステナイトが５％以下の場合、加工硬化率の上昇量が不十分となるため温間での優れた延性が得られない。従って、残留オーステナイトは、５％以上とする。好ましくは、７％以上、さらに好ましくは９％以上である。
温間での優れた延性は、金属組織内に残留オーステナイトを含有させることで、材料が加工されたときに残留オーステナイトが硬質相に変態（加工誘起変態）することによる加工硬化率の上昇により達成される。残留オーステナイトが５％以下の場合、加工硬化率の上昇量が不十分となるため温間での優れた延性が得られない。従って、残留オーステナイトは、５％以上とする。好ましくは、７％以上、さらに好ましくは９％以上である。
＜マルテンサイトと残留オーステナイトの合計：３５％以下＞
組織内にマルテンサイト（残留オーステナイトが加工誘起変態したものも含む）と残留オーステナイトの合計が３５％を超えて存在すると、強度の上昇により延性が低下し、温間での優れた延性が得られなくなる。従って、マルテンサイトと残留オーステナイトの合計は、３５％以下とする。好ましくは、３０％以下、さらに好ましくは２５％以下である。
組織内にマルテンサイト（残留オーステナイトが加工誘起変態したものも含む）と残留オーステナイトの合計が３５％を超えて存在すると、強度の上昇により延性が低下し、温間での優れた延性が得られなくなる。従って、マルテンサイトと残留オーステナイトの合計は、３５％以下とする。好ましくは、３０％以下、さらに好ましくは２５％以下である。
＜ポリゴナルフェライト：１０％以下（０％を含む）＞
ポリゴナルフェライトは転位を含まず比較的軟質であるため、温間での延性の向上には有利だが、強度を大きく低下させる。１０％を超えるポリゴナルフェライトが存在すると十分な強度を達成できなくなる。従って、ポリゴナルフェライトは、１０％以下（０％を含む）とする。好ましくは、７％以下、さらに好ましくは４％以下である。
ポリゴナルフェライトは転位を含まず比較的軟質であるため、温間での延性の向上には有利だが、強度を大きく低下させる。１０％を超えるポリゴナルフェライトが存在すると十分な強度を達成できなくなる。従って、ポリゴナルフェライトは、１０％以下（０％を含む）とする。好ましくは、７％以下、さらに好ましくは４％以下である。
＜残部として前記以外の組織：５％以下（０％を含む）＞
前記以外の残部の組織としては、パーライト、残留オーステナイトが分解した擬似パーライトなどがあるが、それぞれ比較的軟質であるため、温間での延性の向上には有利だが、強度を大きく低下させる。５％を超えるパーライト、擬似パーライトなどが存在すると十分な強度を得られなくなる。従って、残部として前記以外の組織は、５％以下（０％を含む）とする。好ましくは、３％以下である。
前記以外の残部の組織としては、パーライト、残留オーステナイトが分解した擬似パーライトなどがあるが、それぞれ比較的軟質であるため、温間での延性の向上には有利だが、強度を大きく低下させる。５％を超えるパーライト、擬似パーライトなどが存在すると十分な強度を得られなくなる。従って、残部として前記以外の組織は、５％以下（０％を含む）とする。好ましくは、３％以下である。
＜前記残留オーステナイト中の炭素濃度：１．３％以下＞
残留オーステナイトは、温度が高いほど、炭素濃度が高いほど安定化する（加工誘起変態しにくくなる）ため、温間においては、室温に比べ残留オーステナイトがより安定化する。このとき、残留オーステナイト中の炭素量が１．３％を超えると残留オーステナイトの安定性が高くなりすぎ、温間では加工誘起変態を起こさなくなるため、温間での優れた延性が得られなくなる。従って、残留オーステナイト中の炭素濃度は、１．３％以下とする。好ましくは、１．１５％以下、さらに好ましくは１．０％以下である。
残留オーステナイトは、温度が高いほど、炭素濃度が高いほど安定化する（加工誘起変態しにくくなる）ため、温間においては、室温に比べ残留オーステナイトがより安定化する。このとき、残留オーステナイト中の炭素量が１．３％を超えると残留オーステナイトの安定性が高くなりすぎ、温間では加工誘起変態を起こさなくなるため、温間での優れた延性が得られなくなる。従って、残留オーステナイト中の炭素濃度は、１．３％以下とする。好ましくは、１．１５％以下、さらに好ましくは１．０％以下である。
＜ベイニティックフェライトおよび／またはベイナイトのパケット界面間隔を１．４μｍ以上＞
上述のように、残留オーステナイトのＴＲＩＰ効果を促進させることで、加工硬化率の上昇量が大きくなり、延性が向上する。これは、母相から残留オーステナイトへ分配される応力を高め、より加工誘起変態を起こしやすくする事で達成される。残留オーステナイトは主にベイニティックフェライトおよび／またはベイナイトのパケット界面に存在し、単位界面長さあたりに存在できる残留オーステナイトの数はおおよそ一定である。そのため、パケット界面間隔を広げることにより、界面の総長さが減少し、オーステナイトの数が減少すると共に個々のサイズは大きくなる。これにより、加工時に一つ一つの残留オーステナイトが受けもつ応力が高くなり、残留オーステナイトの加工誘起変態が促進されるため、温間での優れた延性が得られる。これは、オーステンパーを比較的高温長時間に設定し、パケット界面間隔を１．４μｍ以上とすることで達成される。パケット界面間隔が１．４μｍ未満の場合、残留オーステナイトの数が多くなり細かく分布するため、残留オーステナイトに分配される応力は小さくなる。その結果、加工中の加工誘起変態が十分起こらなくなり、温間での優れた延性が得られない。したがって、ベイニティックフェライトおよび／またはベイナイトのパケット界面間隔（定義は＜ベイニティックフェライトおよび／またはベイナイトのパケット界面間隔の測定＞の項で後述）を１．４μｍ以上とする。好ましくは、１．５μｍ以上、さらに好ましくは１．６μｍ以上である。
上述のように、残留オーステナイトのＴＲＩＰ効果を促進させることで、加工硬化率の上昇量が大きくなり、延性が向上する。これは、母相から残留オーステナイトへ分配される応力を高め、より加工誘起変態を起こしやすくする事で達成される。残留オーステナイトは主にベイニティックフェライトおよび／またはベイナイトのパケット界面に存在し、単位界面長さあたりに存在できる残留オーステナイトの数はおおよそ一定である。そのため、パケット界面間隔を広げることにより、界面の総長さが減少し、オーステナイトの数が減少すると共に個々のサイズは大きくなる。これにより、加工時に一つ一つの残留オーステナイトが受けもつ応力が高くなり、残留オーステナイトの加工誘起変態が促進されるため、温間での優れた延性が得られる。これは、オーステンパーを比較的高温長時間に設定し、パケット界面間隔を１．４μｍ以上とすることで達成される。パケット界面間隔が１．４μｍ未満の場合、残留オーステナイトの数が多くなり細かく分布するため、残留オーステナイトに分配される応力は小さくなる。その結果、加工中の加工誘起変態が十分起こらなくなり、温間での優れた延性が得られない。したがって、ベイニティックフェライトおよび／またはベイナイトのパケット界面間隔（定義は＜ベイニティックフェライトおよび／またはベイナイトのパケット界面間隔の測定＞の項で後述）を１．４μｍ以上とする。好ましくは、１．５μｍ以上、さらに好ましくは１．６μｍ以上である。
次に、本発明鋼板を構成する成分組成について説明する。以下、化学成分の単位はすべて質量％である。
〔本発明鋼板の成分組成〕
〈Ｃ：０．１０〜０．３０％〉
Ｃは、高強度を確保し、且つ残留オーステナイトを確保するために必須の元素である。詳細には、オーステナイト相中に十分なＣ を固溶させ、室温でも所望のオーステナイト相を残留させる為に重要な元素である。Ｃが、０．１０％未満では９８０ＭＰａ以上の高強度を得ることが困難であり、Ｃは０．１０％以上とする。好ましくは０．１３％ 以上である。但し、Ｃが過剰になると溶接性が劣化するので、０．３０％以下に抑える。好ましくは０．２５％以下であり、さらに好ましくは、０．１９％以下である。
〈Ｃ：０．１０〜０．３０％〉
Ｃは、高強度を確保し、且つ残留オーステナイトを確保するために必須の元素である。詳細には、オーステナイト相中に十分なＣ を固溶させ、室温でも所望のオーステナイト相を残留させる為に重要な元素である。Ｃが、０．１０％未満では９８０ＭＰａ以上の高強度を得ることが困難であり、Ｃは０．１０％以上とする。好ましくは０．１３％ 以上である。但し、Ｃが過剰になると溶接性が劣化するので、０．３０％以下に抑える。好ましくは０．２５％以下であり、さらに好ましくは、０．１９％以下である。
〈Ｓｉ：１．０％超え〜３．０％以下〉
Ｓｉは、固溶強化元素として有用である他、残留オーステナイトが分解して炭化物が生成するのを有効に抑える元素でもある。この様な観点から、本発明ではＳｉ量を１．０％超えとする。好ましくは１．３％ 以上、さらに好ましくは１．５％ 以上である。しかしＳｉが３．０％を超えると、表面性状の劣化を招くので、３．０％以下に抑える。好ましくは２．０％以下、さらに好ましくは、１．８％ 以下である。
Ｓｉは、固溶強化元素として有用である他、残留オーステナイトが分解して炭化物が生成するのを有効に抑える元素でもある。この様な観点から、本発明ではＳｉ量を１．０％超えとする。好ましくは１．３％ 以上、さらに好ましくは１．５％ 以上である。しかしＳｉが３．０％を超えると、表面性状の劣化を招くので、３．０％以下に抑える。好ましくは２．０％以下、さらに好ましくは、１．８％ 以下である。
〈Ｍｎ：１．０〜３．０％〉
Ｍｎは、Ｓｉと同様に、固溶強化元素として有用である他、オーステナイトを安定化させ、所望の残留オーステナイトを得るのに必要な元素である。この様な作用を有効に発揮させるには１．０％ 以上含有させる必要がある。好ましくは １．５％ 以上、さらに好ましくは２．０％以上である。一方、Ｍｎ量が過剰になると、鋳片割れの原因にもなるので、３．０％以下とする。好ましくは２．８％以下、さらに好ましくは、２．６％以下とする。
Ｍｎは、Ｓｉと同様に、固溶強化元素として有用である他、オーステナイトを安定化させ、所望の残留オーステナイトを得るのに必要な元素である。この様な作用を有効に発揮させるには１．０％ 以上含有させる必要がある。好ましくは １．５％ 以上、さらに好ましくは２．０％以上である。一方、Ｍｎ量が過剰になると、鋳片割れの原因にもなるので、３．０％以下とする。好ましくは２．８％以下、さらに好ましくは、２．６％以下とする。
〈Ｐ：０．１０％以下（０％を含む）〉
Ｐは不純物元素として不可避的に存在し、旧オーステナイト粒界に偏析し、粒界を脆化させるので、０．１％以下とする。好ましくは０．０５％以下、さらに好ましくは０．０２％以下である。
Ｐは不純物元素として不可避的に存在し、旧オーステナイト粒界に偏析し、粒界を脆化させるので、０．１％以下とする。好ましくは０．０５％以下、さらに好ましくは０．０２％以下である。
〈Ｓ：０．０１０％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介在物を形成し、靭性劣化、溶接割れの原因となるので、０．０１０％以下とする。好ましくは０．００７％以下、さらに好ましくは０．００５％以下である。
Ｓも不純物元素として不可避的に存在し、ＭｎＳ介在物を形成し、靭性劣化、溶接割れの原因となるので、０．０１０％以下とする。好ましくは０．００７％以下、さらに好ましくは０．００５％以下である。
〈Ｎ：０．００２０〜０．０３００％〉
Ｎは本実施の形態の高強度鋼板では不可避的不純物であり、過多に含有させると粗大な窒化物が析出するため加工性が劣化する。このため、Ｎ 含有量はできるだけ少なくすることが望ましいが、０．０３００％ 以下であれば、本発明で目的とするような高強度材でも加工性に悪影響を及ぼさない。このため、Ｎ含有量は０．０３００％ 以下とする。好ましくは０．０２００％以下、さらに好ましくは０．０１００％以下である。なお、Ｎを０．００２０％未満とするには大きな製造コストの増加を招くため、製造コストの点からは、その下限は０．００２０％程度である。
Ｎは本実施の形態の高強度鋼板では不可避的不純物であり、過多に含有させると粗大な窒化物が析出するため加工性が劣化する。このため、Ｎ 含有量はできるだけ少なくすることが望ましいが、０．０３００％ 以下であれば、本発明で目的とするような高強度材でも加工性に悪影響を及ぼさない。このため、Ｎ含有量は０．０３００％ 以下とする。好ましくは０．０２００％以下、さらに好ましくは０．０１００％以下である。なお、Ｎを０．００２０％未満とするには大きな製造コストの増加を招くため、製造コストの点からは、その下限は０．００２０％程度である。
〈Ａｌ：０．００１０〜０．１％〉
Ａｌは、鋼中の脱酸のために添加される元素であり、Ａｌによる脱酸を行なうには０．００１０％以上必要である。好ましくは ０．０１％ 以上、さらに好ましくは０．０３％ 以上である。一方、Ａｌは、Ｎと結合してＡｌＮを形成するが、０．１％を超えるとＡｌＮが多くなりすぎて延性を劣化させるため、０．１％を上限とする。好ましくは０．０７％以下、さらに好ましくは０．０５％以下である。
Ａｌは、鋼中の脱酸のために添加される元素であり、Ａｌによる脱酸を行なうには０．００１０％以上必要である。好ましくは ０．０１％ 以上、さらに好ましくは０．０３％ 以上である。一方、Ａｌは、Ｎと結合してＡｌＮを形成するが、０．１％を超えるとＡｌＮが多くなりすぎて延性を劣化させるため、０．１％を上限とする。好ましくは０．０７％以下、さらに好ましくは０．０５％以下である。
次に、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〕
上記のような鋼板を製造するには、まず、上記成分組成を有する鋼を溶製し、造塊または連続鋳造によりスラブとしてから熱間圧延を行う。好適な熱間圧延条件としては、スラブの加熱温度（ＳＲＴ）を１０００〜１３００℃とし、圧延の終了温度（ＦＤＴ）を８７０〜９５０℃とし、巻取り温度（ＣＴ）を３５０〜７２０℃とする。熱間圧延終了後は酸洗してから冷間圧延を行うが、冷間圧延率（ＣＲ）は、４０〜９０％とするのがよい。
上記のような鋼板を製造するには、まず、上記成分組成を有する鋼を溶製し、造塊または連続鋳造によりスラブとしてから熱間圧延を行う。好適な熱間圧延条件としては、スラブの加熱温度（ＳＲＴ）を１０００〜１３００℃とし、圧延の終了温度（ＦＤＴ）を８７０〜９５０℃とし、巻取り温度（ＣＴ）を３５０〜７２０℃とする。熱間圧延終了後は酸洗してから冷間圧延を行うが、冷間圧延率（ＣＲ）は、４０〜９０％とするのがよい。
そして、上記冷間圧延後、引き続き、焼鈍を行う。
［焼鈍条件］
焼鈍条件としては、冷延鋼板を、オーステナイト単相域の温度で１５〜６００秒間焼鈍した後、４２０〜４９０℃の保持温度域で定める冷却停止温度まで冷却するに際し、少なくとも５５０℃までは平均冷却速度を５℃／ｓ以上に制御して冷却し、該保持温度域で３００秒以上保持する。
焼鈍条件としては、冷延鋼板を、オーステナイト単相域の温度で１５〜６００秒間焼鈍した後、４２０〜４９０℃の保持温度域で定める冷却停止温度まで冷却するに際し、少なくとも５５０℃までは平均冷却速度を５℃／ｓ以上に制御して冷却し、該保持温度域で３００秒以上保持する。
＜オーステナイト単相域の温度で１５〜６００秒間焼鈍＞
オーステナイト単相域の温度で焼鈍するのは、ポリゴナルフェライトの生成を抑制し、ベイニティックフェライトおよび／またはベイナイトを母相組織とし、適切な炭素濃度の残留オーステナイト量を十分得るためであり、フェライトからオーステナイトへの逆変態促進のため１５秒以上必要である。しかし、６００秒を超えると、組織が粗大化し、後の４２０〜４９０℃での保持の間に十分なベイニティックフェライトおよび／またはベイナイト量および残留オーステナイト量が得られず、優れた温間延性が得られなくなるので６００秒以下とする。好ましくは、５０〜４００秒間焼鈍、より好ましくは１００〜３００秒間焼鈍である。オーステナイト単相域の温度とは、Ａ３点以上をいう。ここで、Ａ３点は、「レスリー鉄鋼材料学」（丸善株式会社、１９８５年５月３１日発行）の２７３頁に記載されている次に示す計算式から算出できる。但し、本発明で規定する成分に該当しないものについては、式から除いて表示してある。
Ａｃ３＝９１０−２０３×［Ｃ］０．５−１５．２×［Ｎｉ］＋４４．７×［Ｓｉ］＋１０４×［Ｖ］＋３１．５×［Ｍｏ］＋１３．１×［Ｗ］−３０×［Ｍｎ］−１１×［Ｃｒ］−２０×［Ｃｕ］＋７００×［Ｐ］＋４００×［Ａｌ］＋４００×［Ｔｉ］
オーステナイト単相域の温度で焼鈍するのは、ポリゴナルフェライトの生成を抑制し、ベイニティックフェライトおよび／またはベイナイトを母相組織とし、適切な炭素濃度の残留オーステナイト量を十分得るためであり、フェライトからオーステナイトへの逆変態促進のため１５秒以上必要である。しかし、６００秒を超えると、組織が粗大化し、後の４２０〜４９０℃での保持の間に十分なベイニティックフェライトおよび／またはベイナイト量および残留オーステナイト量が得られず、優れた温間延性が得られなくなるので６００秒以下とする。好ましくは、５０〜４００秒間焼鈍、より好ましくは１００〜３００秒間焼鈍である。オーステナイト単相域の温度とは、Ａ３点以上をいう。ここで、Ａ３点は、「レスリー鉄鋼材料学」（丸善株式会社、１９８５年５月３１日発行）の２７３頁に記載されている次に示す計算式から算出できる。但し、本発明で規定する成分に該当しないものについては、式から除いて表示してある。
Ａｃ３＝９１０−２０３×［Ｃ］０．５−１５．２×［Ｎｉ］＋４４．７×［Ｓｉ］＋１０４×［Ｖ］＋３１．５×［Ｍｏ］＋１３．１×［Ｗ］−３０×［Ｍｎ］−１１×［Ｃｒ］−２０×［Ｃｕ］＋７００×［Ｐ］＋４００×［Ａｌ］＋４００×［Ｔｉ］
＜少なくとも５５０℃までは平均冷却速度を５℃／秒以上に制御して冷却＞
少なくとも５５０℃までの平均冷却速度が５℃／秒未満では、ポリゴナルフェライトが１０％より多く生成する。従って、ポリゴナルフェライトを１０％以下とするために、少なくとも５５０℃までは平均冷却速度を５℃／秒以上に制御して冷却する必要がある。好ましくは１０℃／秒以上、より好ましくは１５℃／秒以上である。
少なくとも５５０℃までの平均冷却速度が５℃／秒未満では、ポリゴナルフェライトが１０％より多く生成する。従って、ポリゴナルフェライトを１０％以下とするために、少なくとも５５０℃までは平均冷却速度を５℃／秒以上に制御して冷却する必要がある。好ましくは１０℃／秒以上、より好ましくは１５℃／秒以上である。
＜４２０〜４９０℃の保持温度域で３００秒以上保持＞
保持温度域が、４２０℃未満ではベイニティックフェライトおよび／またはベイナイトの核生成頻度が高くなり、組織が微細化するためパケット界面間隔が１．４μｍ未満となり、残留オーステナイトの加工誘起変態が抑制され、温間での優れた延性が得られない。一方、保持温度域が、４９０℃を超えると残留オーステナイトが分解し、５％以上の残留オーステナイトが得られず、温間での優れた延性が得られない。保持温度は必ずしも一定である必要はなく、４２０〜４９０℃の温度範囲内であれば変動しても構わない。また、保持時間が、３００秒未満の場合、生成したベイニティックフェライトおよび／またはベイナイトが成長する時間が不足し、パケット界面間隔が１．４μｍ以上のものが得られず、温間での優れた延性が得られない。従って、４２０〜４９０℃の保持温度域で３００秒以上保持が必要である。保持温度は好ましくは４３０〜４８０℃であり、より好ましくは４４０〜４７０℃である。保持時間は好ましくは３５０秒以上、より好ましくは４００秒以上である。なお、上記保持温度の範囲内であれば、ベイニティックフェライトとベイナイトの合計量が６５％以上、マルテンサイトと残留γの合計量が３５％以下は達成される。
保持温度域が、４２０℃未満ではベイニティックフェライトおよび／またはベイナイトの核生成頻度が高くなり、組織が微細化するためパケット界面間隔が１．４μｍ未満となり、残留オーステナイトの加工誘起変態が抑制され、温間での優れた延性が得られない。一方、保持温度域が、４９０℃を超えると残留オーステナイトが分解し、５％以上の残留オーステナイトが得られず、温間での優れた延性が得られない。保持温度は必ずしも一定である必要はなく、４２０〜４９０℃の温度範囲内であれば変動しても構わない。また、保持時間が、３００秒未満の場合、生成したベイニティックフェライトおよび／またはベイナイトが成長する時間が不足し、パケット界面間隔が１．４μｍ以上のものが得られず、温間での優れた延性が得られない。従って、４２０〜４９０℃の保持温度域で３００秒以上保持が必要である。保持温度は好ましくは４３０〜４８０℃であり、より好ましくは４４０〜４７０℃である。保持時間は好ましくは３５０秒以上、より好ましくは４００秒以上である。なお、上記保持温度の範囲内であれば、ベイニティックフェライトとベイナイトの合計量が６５％以上、マルテンサイトと残留γの合計量が３５％以下は達成される。
以下、実験例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実験例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも可能であり、それらは何れも本発明の技術的範囲に含まれる。
〔実験例１〕
表１に示す成分の鋼を転炉にて溶製し、連続鋳造によりスラブとしてから、熱間圧延により板厚３．２ｍｍの熱延鋼板を得た後、酸洗により表面スケールを除去し、１．２ｍｍまで冷間圧延し、その後、以下に示す焼鈍を施し、各種の試料（試料Ｎｏ．１〜５）を作製した。
＜熱延工程＞
加熱温度：１２００℃で３時間保持
仕上温度：８９０℃
巻取温度：５５０℃
＜冷延工程＞
冷延率：６２．５％（３．２ｍｍ→１．２ｍｍ）
＜連続焼鈍工程＞
焼鈍条件を表２に示す。
表１に示す成分の鋼を転炉にて溶製し、連続鋳造によりスラブとしてから、熱間圧延により板厚３．２ｍｍの熱延鋼板を得た後、酸洗により表面スケールを除去し、１．２ｍｍまで冷間圧延し、その後、以下に示す焼鈍を施し、各種の試料（試料Ｎｏ．１〜５）を作製した。
＜熱延工程＞
加熱温度：１２００℃で３時間保持
仕上温度：８９０℃
巻取温度：５５０℃
＜冷延工程＞
冷延率：６２．５％（３．２ｍｍ→１．２ｍｍ）
＜連続焼鈍工程＞
焼鈍条件を表２に示す。
焼鈍後の各試料について、金属組織、及び、室温と３００℃での引張特性を以下の方法により調査した。
（金属組織）
＜マルテンサイトと残留オーステナイト＞
コイル長手方向の１／２、幅方向の１／２部付近より採取したサンプルの圧延方向断面における板厚の１／４部をナイタール腐食し、任意の３箇所を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）にて３０００倍で観察した。
マルテンサイト、残留オーステナイトさらにそれらの混合物はいずれもＳＥＭでは灰色に写るため判別できる。ＳＥＭ 観察（３０００倍）で撮影した写真を用い、測定領域５０×５０μｍ、測定間隔０．１μｍで点算法にて面積率を算出した。点算法は、上記ＳＥＭ写真５０μｍ×５０μｍの領域に、垂直・水平の各方向において等間隔に１０本ずつ計２０本の格子線を描き、これらの格子線が交差する点（格子点）に存在するマルテンサイト、残留オーステナイトさらにそれらの混合物を上記基準に従い判別し、その計数結果を総格子点数である１００で除した。そして、任意に選択した３箇所のＳＥＭ写真より算出した面積率の平均値を求めた。
＜マルテンサイトと残留オーステナイト＞
コイル長手方向の１／２、幅方向の１／２部付近より採取したサンプルの圧延方向断面における板厚の１／４部をナイタール腐食し、任意の３箇所を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）にて３０００倍で観察した。
マルテンサイト、残留オーステナイトさらにそれらの混合物はいずれもＳＥＭでは灰色に写るため判別できる。ＳＥＭ 観察（３０００倍）で撮影した写真を用い、測定領域５０×５０μｍ、測定間隔０．１μｍで点算法にて面積率を算出した。点算法は、上記ＳＥＭ写真５０μｍ×５０μｍの領域に、垂直・水平の各方向において等間隔に１０本ずつ計２０本の格子線を描き、これらの格子線が交差する点（格子点）に存在するマルテンサイト、残留オーステナイトさらにそれらの混合物を上記基準に従い判別し、その計数結果を総格子点数である１００で除した。そして、任意に選択した３箇所のＳＥＭ写真より算出した面積率の平均値を求めた。
＜ポリゴナルフェライト＞
コイル長手方向の１／２、幅方向の１／２部付近より採取したサンプルの圧延方向断面における板厚の１／４部をナイタール腐食し、任意の３箇所を光学顕微鏡にて１０００倍で観察した。
ポリゴナルフェライトは転位がないか、または極めて少ない下部組織を有する塊状のフェライトであり、白色に腐食されるため識別できる。光学顕微鏡観察（１０００倍）により撮影した写真を用い、測定領域５０×５０μｍ、測定間隔０．１μｍで点算法にて面積率を算出した。点算法は、上記光学顕微鏡写真５０μｍ×５０μｍの領域に、垂直・水平の各方向において等間隔に１０本ずつ計２０本の格子線を描き、これらの格子線が交差する点（格子点）に存在するポリゴナルフェライトを上記基準に従い判別し、その計数結果を総格子点数である１００で除した。そして、任意に選択した３視野において同様に測定し、その平均値を求めた。
コイル長手方向の１／２、幅方向の１／２部付近より採取したサンプルの圧延方向断面における板厚の１／４部をナイタール腐食し、任意の３箇所を光学顕微鏡にて１０００倍で観察した。
ポリゴナルフェライトは転位がないか、または極めて少ない下部組織を有する塊状のフェライトであり、白色に腐食されるため識別できる。光学顕微鏡観察（１０００倍）により撮影した写真を用い、測定領域５０×５０μｍ、測定間隔０．１μｍで点算法にて面積率を算出した。点算法は、上記光学顕微鏡写真５０μｍ×５０μｍの領域に、垂直・水平の各方向において等間隔に１０本ずつ計２０本の格子線を描き、これらの格子線が交差する点（格子点）に存在するポリゴナルフェライトを上記基準に従い判別し、その計数結果を総格子点数である１００で除した。そして、任意に選択した３視野において同様に測定し、その平均値を求めた。
＜ベイニティックフェライトおよび／またはベイナイト＞
コイル長手方向の１／２、幅方向の１／２部付近より採取したサンプルの圧延方向断面における板厚の１／４部をナイタール腐食し、任意の３箇所を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）にて３０００倍で観察した。
本発明でいうベイニティックフェライトおよび／またはベイナイト組織は、転位密度が高い下部組織を有する組織を意味しており、ＳＥＭ写真では共に板状で濃灰色または黒色を示す。面積率の算出方法は、上記マルテンサイトと残留オーステナイトで記載した方法と同様にして求めた。
このとき、ＳＥＭ写真ではポリゴナルフェライトも同様（板状で濃灰色または黒色）に見え、判別が難しいことが多いため、上記ＳＥＭ写真から求めた濃灰色または黒色部分の面積率から、上記のポリゴナルフェライト面積率を差し引き、ベイニティックフェライトおよび／またはベイナイト組織の面積率とした。
コイル長手方向の１／２、幅方向の１／２部付近より採取したサンプルの圧延方向断面における板厚の１／４部をナイタール腐食し、任意の３箇所を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）にて３０００倍で観察した。
本発明でいうベイニティックフェライトおよび／またはベイナイト組織は、転位密度が高い下部組織を有する組織を意味しており、ＳＥＭ写真では共に板状で濃灰色または黒色を示す。面積率の算出方法は、上記マルテンサイトと残留オーステナイトで記載した方法と同様にして求めた。
このとき、ＳＥＭ写真ではポリゴナルフェライトも同様（板状で濃灰色または黒色）に見え、判別が難しいことが多いため、上記ＳＥＭ写真から求めた濃灰色または黒色部分の面積率から、上記のポリゴナルフェライト面積率を差し引き、ベイニティックフェライトおよび／またはベイナイト組織の面積率とした。
＜残留オーステナイト＞
測定対象は、コイル長手方向の１／２、幅方向の１／２部付近より採取したサンプルにおける板厚の１／４部の圧延面と平行な面における任意の測定領域（約２０×２０μｍ）とする。但し、当該測定面まで研磨する際には、機械研磨による残留オーステナイトの変態を防ぐため、電解研磨を行うのがよい。次に、Ｘ線回折装置を用い、Ｘ線を照射する。本発明では、ターゲットはＭｏＫαとし、加速電圧５０ｋＶ、加速電流２５０ｍＡの条件で実施した。ＭｏのＫα線を用いたＸ線解析によりｂｃｃ（フェライト・マルテンサイト）の（２００）面、（２１１）面及びｆｃｃ（オーステナイト）の（２００）面、（２２０）面、（３１１）面の積分反射強度を測定し、ｂｃｃとｆｃｃの回折ピーク強度比を相の面積分率とし、残留オーステナイト（ｆｃｃ）の面積率を測定した。
測定対象は、コイル長手方向の１／２、幅方向の１／２部付近より採取したサンプルにおける板厚の１／４部の圧延面と平行な面における任意の測定領域（約２０×２０μｍ）とする。但し、当該測定面まで研磨する際には、機械研磨による残留オーステナイトの変態を防ぐため、電解研磨を行うのがよい。次に、Ｘ線回折装置を用い、Ｘ線を照射する。本発明では、ターゲットはＭｏＫαとし、加速電圧５０ｋＶ、加速電流２５０ｍＡの条件で実施した。ＭｏのＫα線を用いたＸ線解析によりｂｃｃ（フェライト・マルテンサイト）の（２００）面、（２１１）面及びｆｃｃ（オーステナイト）の（２００）面、（２２０）面、（３１１）面の積分反射強度を測定し、ｂｃｃとｆｃｃの回折ピーク強度比を相の面積分率とし、残留オーステナイト（ｆｃｃ）の面積率を測定した。
＜その他の組織＞
全組織（１００％）から前記組織（マルテンサイトと残留オーステナイト、ベイニティックフェライトおよび／またはベイナイト、ポリゴナルフェライト）の占める面積率を差し引いて求めた。
全組織（１００％）から前記組織（マルテンサイトと残留オーステナイト、ベイニティックフェライトおよび／またはベイナイト、ポリゴナルフェライト）の占める面積率を差し引いて求めた。
＜残留オーステナイト中の炭素濃度＞
残留オーステナイト中の炭素濃度は、ＭｏのＫα線を用いたＸ線解析によりフェライトの（２００）面、（２１１）面及びオーステナイトの（２００）面、（２２０）面、（３１１）面の積分反射強度を測定し、“Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ｔｈｅ Ｉｒｏｎ ａｎｄ Ｓｔｅｅｌ Ｉｎｓｔｉｔｕｔｅ，１９６８年，第２０６号，ｐ．６０”に示された方法にて算出した。
残留オーステナイト中の炭素濃度は、ＭｏのＫα線を用いたＸ線解析によりフェライトの（２００）面、（２１１）面及びオーステナイトの（２００）面、（２２０）面、（３１１）面の積分反射強度を測定し、“Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ｔｈｅ Ｉｒｏｎ ａｎｄ Ｓｔｅｅｌ Ｉｎｓｔｉｔｕｔｅ，１９６８年，第２０６号，ｐ．６０”に示された方法にて算出した。
＜ベイニティックフェライトおよび／またはベイナイトのパケット界面間隔の測定＞
ベイニティックフェライトおよび／またはベイナイトのパケット間隔の測定は、コイル長手方向の１／２、幅方向の１／２部付近より採取したサンプルの圧延方向断面における板厚の１／４部の、任意の３箇所、各５０μｍ×５０μｍの領域においてパケット界面マップ（パケット界面の定義：結晶方位差２°）を撮影（１０００倍）し、ＴＳＬ製のＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ ｂａｃｋ−ｓｃａｔｔｅｒｅｄ ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）測定装置を用いて測定した。より具体的には、図１に例示するように、ＥＢＳＤで測定したパケット界面マップ（５０μｍ×５０μｍ、測定ピッチ１．５μｍ）に、垂直・水平の各方向において１０μｍ等間隔にＣ１〜Ｃ４，Ｌ１〜Ｌ４の計８本の格子線を描き、これらの格子線と交差しているパケット界面間の距離（例えばｄ１、ｄ２、ｄ３、・・・、ｄｎ）を測定した。図２、図３には、図１のＣ２格子線上のＬ１格子線より左側、およびＬ４格子線より右側の拡大図をそれぞれ示す。
画像解析において、ＥＢＳＤによる結晶方位測定結果の信頼性を示す値であるＣｏｎｆｉｄｅｎｃｅ Ｉｎｄｅｘ（ＣＩ値）が０．１より低い領域は転位等が多いと考えられるため、マルテンサイトであるとみなした。従って、格子線がバケット内部でＣＩ値が０．１以下の領域とぶつかったところもバケット界面であるとみなし、例えば図２のｄ２、ｄ３のようにパケット界面間の距離を測定した。
また、ある１本の格子線が同じパケットの内部を複数回通過したときは、図３に示すように、その全部についてそれぞれパケット界面間の距離を測定し、その全部のパケット界面間の距離のデータをそのまま全数に加え、平均値を求めた。例えば、格子線Ｃ２上でのパケット界面間の距離の平均値を、ｄＣ２＝（ｄ１＋ｄ２＋ｄ３＋ ・・・・・ ＋ｄｎ）／ｎとして求めた。このようにして、８本全ての格子線（Ｃ１、Ｃ２、Ｃ３、Ｃ４、Ｌ１、Ｌ２、Ｌ３、Ｌ４）上でのパケット界面間の距離の平均値（ｄＣ１、ｄＣ２、ｄＣ３、ｄＣ４、ｄＬ１、ｄＬ２、ｄＬ３、ｄＬ４）をそれぞれ求め、更にそれらの平均値ｄ（ｄ＝（ｄＣ１＋ｄＣ２＋ｄＣ３＋ｄＣ４＋ｄＬ１＋ｄＬ２＋ｄＬ３＋ｄＬ４）／８）を求めた。そして、３箇所それぞれの測定結果（平均値ｄ）を更に平均し、その平均した値を各試料の「ベイニティックフェライトおよび／またはベイナイトのパケット界面間隔」と定義した。
本実施例では、ＦＥ−ＳＥＭはショットキー電解放出型走査電子顕微鏡（日本電子製ＪＳＭ−６５００Ｆ）を、ＥＢＳＤはＨＩＫＡＲＩ（ＥＢＳＤ検出カメラ、ＥＤＡＸ／ＴＳＬ製）を使用した。測定にはＯＩＭ Ｄａｔａ Ｃｏｌｌｅｃｔｉｏｎ（ｖｅｒ．５．２）を、解析にはＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓ（ｖｅｒ．５．２）を使用した。
ベイニティックフェライトおよび／またはベイナイトのパケット間隔の測定は、コイル長手方向の１／２、幅方向の１／２部付近より採取したサンプルの圧延方向断面における板厚の１／４部の、任意の３箇所、各５０μｍ×５０μｍの領域においてパケット界面マップ（パケット界面の定義：結晶方位差２°）を撮影（１０００倍）し、ＴＳＬ製のＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ ｂａｃｋ−ｓｃａｔｔｅｒｅｄ ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）測定装置を用いて測定した。より具体的には、図１に例示するように、ＥＢＳＤで測定したパケット界面マップ（５０μｍ×５０μｍ、測定ピッチ１．５μｍ）に、垂直・水平の各方向において１０μｍ等間隔にＣ１〜Ｃ４，Ｌ１〜Ｌ４の計８本の格子線を描き、これらの格子線と交差しているパケット界面間の距離（例えばｄ１、ｄ２、ｄ３、・・・、ｄｎ）を測定した。図２、図３には、図１のＣ２格子線上のＬ１格子線より左側、およびＬ４格子線より右側の拡大図をそれぞれ示す。
画像解析において、ＥＢＳＤによる結晶方位測定結果の信頼性を示す値であるＣｏｎｆｉｄｅｎｃｅ Ｉｎｄｅｘ（ＣＩ値）が０．１より低い領域は転位等が多いと考えられるため、マルテンサイトであるとみなした。従って、格子線がバケット内部でＣＩ値が０．１以下の領域とぶつかったところもバケット界面であるとみなし、例えば図２のｄ２、ｄ３のようにパケット界面間の距離を測定した。
また、ある１本の格子線が同じパケットの内部を複数回通過したときは、図３に示すように、その全部についてそれぞれパケット界面間の距離を測定し、その全部のパケット界面間の距離のデータをそのまま全数に加え、平均値を求めた。例えば、格子線Ｃ２上でのパケット界面間の距離の平均値を、ｄＣ２＝（ｄ１＋ｄ２＋ｄ３＋ ・・・・・ ＋ｄｎ）／ｎとして求めた。このようにして、８本全ての格子線（Ｃ１、Ｃ２、Ｃ３、Ｃ４、Ｌ１、Ｌ２、Ｌ３、Ｌ４）上でのパケット界面間の距離の平均値（ｄＣ１、ｄＣ２、ｄＣ３、ｄＣ４、ｄＬ１、ｄＬ２、ｄＬ３、ｄＬ４）をそれぞれ求め、更にそれらの平均値ｄ（ｄ＝（ｄＣ１＋ｄＣ２＋ｄＣ３＋ｄＣ４＋ｄＬ１＋ｄＬ２＋ｄＬ３＋ｄＬ４）／８）を求めた。そして、３箇所それぞれの測定結果（平均値ｄ）を更に平均し、その平均した値を各試料の「ベイニティックフェライトおよび／またはベイナイトのパケット界面間隔」と定義した。
本実施例では、ＦＥ−ＳＥＭはショットキー電解放出型走査電子顕微鏡（日本電子製ＪＳＭ−６５００Ｆ）を、ＥＢＳＤはＨＩＫＡＲＩ（ＥＢＳＤ検出カメラ、ＥＤＡＸ／ＴＳＬ製）を使用した。測定にはＯＩＭ Ｄａｔａ Ｃｏｌｌｅｃｔｉｏｎ（ｖｅｒ．５．２）を、解析にはＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓ（ｖｅｒ．５．２）を使用した。
（引張強度、伸び）
＜室温での引張試験＞
室温での引張試験は、ＪＩＳ Ｚ２２４１に準拠して、ＪＩＳ Ｚ２２０１に記載の１３号Ｂ引張試験片（ゲージ長さ５０ｍｍ、幅１２．５ｍｍ）を用い、クロスヘッド速度１０ｍｍ／分の条件で、試験温度２０℃にて行なった。オートグラフ（島津製作所）を用いて実施した。
＜室温での引張試験＞
室温での引張試験は、ＪＩＳ Ｚ２２４１に準拠して、ＪＩＳ Ｚ２２０１に記載の１３号Ｂ引張試験片（ゲージ長さ５０ｍｍ、幅１２．５ｍｍ）を用い、クロスヘッド速度１０ｍｍ／分の条件で、試験温度２０℃にて行なった。オートグラフ（島津製作所）を用いて実施した。
＜温間での引張試験＞
温間での引張試験は、ＪＩＳ１３Ｂ引張試験片（ゲージ長さ５０ｍｍ、幅１２．５ｍｍ）を用い、クロスヘッド速度１０ｍｍ／分、試験温度３００℃にて行なった。試験片の平行部３箇所（試験片中央部、平行部両端から内側に７ｍｍ）に熱電対を接触させて測温し、赤外線加熱炉（アルバック理工）を用いて、試験片を所定の温度に加熱した。試験片内の温度分布を無くすため、所定の温度にて１５分以上保持した後、引張試験を実施した。
温間での引張試験は、ＪＩＳ１３Ｂ引張試験片（ゲージ長さ５０ｍｍ、幅１２．５ｍｍ）を用い、クロスヘッド速度１０ｍｍ／分、試験温度３００℃にて行なった。試験片の平行部３箇所（試験片中央部、平行部両端から内側に７ｍｍ）に熱電対を接触させて測温し、赤外線加熱炉（アルバック理工）を用いて、試験片を所定の温度に加熱した。試験片内の温度分布を無くすため、所定の温度にて１５分以上保持した後、引張試験を実施した。
金属組織、及び、室温と３００℃での引張特性を調査した結果を表３、表４に示す。
表３より、試料２〜４、８〜１０、１２、１３は成分組成が適正範囲内にあるとともに焼鈍条件が適切であり、目標とする組織が得られている。しかし、成分組成は適正範囲内にあるものの、保持温度（オーステンパー温度）が４２０℃より低い試料Ｎｏ．１，５，６，７ではパケット界面間隔が小さく、１．４μｍ未満である。また、試料Ｎｏ．１では、保持温度が低く、ベイニティックフェライトの核生成頻度が高くなり、組織の多くの部分がベイニティックフェライトになり、残留オーステナイト面積率が４．９％と目標を下回っている。これは、ベイニティックフェライトが旧オーステナイト粒界から生成し、炭素を排出しながら成長し、未変態のオーステナイト領域が残留オーステナイトとして組織に残るため、ベイニティックフェライトが多くなると残留オーステナイトは少なくなるためであると考えられる。試料Ｎｏ．５では、残留オーステナイト中の炭素濃度が高くなっているのは、試料Ｎｏ．１の場合と同様に保持温度が低いためベイニティックフェライトの核生成頻度が高く、ベイニティックフェライト量ならびに残留オーステナイトがＮｏ．１とほぼ同量である事に加え、Ｎｏ．１の場合（３８０℃）に比べると保持温度域が高い（４００℃）ためベイニティックフェライトからオーステナイトへの炭素排出が速く、濃化が促進されたためであると考えられる。試料Ｎｏ．６では、保持温度が好適範囲よりも低いため、残留オーステナイト中の炭素濃度が高く、また、パケット界面間隔が狭い。これら組織変化は共に、残留γの安定性を高めるため、温間でのＴＲＩＰ効果が抑制され、温間でのＴＳ×ＥＬが低い。試料Ｎｏ．７では、保持温度が好適範囲よりも低いため、パケット界面間隔が狭くなり、これにより残留γの安定性が高くなり、温間でのＴＲＩＰ効果が抑制されるため、温間でのＴＳ×ＥＬが低い。なお、４２０℃以上の温度域においては、温度が上がるほどベイニティックフェライトの核生成頻度が低くなるため、生成の抑制が顕著になり、残留オーステナイトの体積分率上昇が大きく、相対的に固溶炭素濃度は低下傾向を示す。
一方、焼鈍条件は適切であるものの、Ｓｉ量が適正範囲より少ない試料Ｎｏ．１１では、残留γの生成量が不十分（５％未満）であるため、ＴＲＩＰ効果による加工硬化率の上昇が少なく、温間でのＴＳ×ＥＬが低い。
一方、焼鈍条件は適切であるものの、Ｓｉ量が適正範囲より少ない試料Ｎｏ．１１では、残留γの生成量が不十分（５％未満）であるため、ＴＲＩＰ効果による加工硬化率の上昇が少なく、温間でのＴＳ×ＥＬが低い。
表４より、温間（３００℃）での機械的性質を見てみると、パケット界面間隔が約１．５〜１．７μｍある試料Ｎｏ．２〜４、８〜１０、１２、１３は、ＴＳが約１０００〜１１００ＭＰａ、ＥＬが２３％〜３１％を有している。これは、同じ試料Ｎｏ．２〜４、８〜１０、１２、１３の室温のＥＬ約１５〜１８％に対し、３００℃でのＥＬは、最大約１６％（約１５％→約３１％）向上している。一方、これに対して、パケット界面間隔が１．２μｍである試料Ｎｏ．１は、ＴＳが約１１６０ＭＰａ、ＥＬが１８％であり、パケット界面間隔が１．３６μｍである試料Ｎｏ．５のＴＳが約１０４６ＭＰａ、ＥＬが２１％であり、パケット界面間隔が１．２６μｍである試料Ｎｏ．６のＴＳが約１１７０ＭＰａ、ＥＬが１７％であり、パケット界面間隔が１．３８μｍである試料Ｎｏ．７のＴＳが約１０８０ＭＰａ、ＥＬが２０％であり、それぞれの室温のＥＬが１１％、１５％、１２％、１６％に対し４〜７％の向上である。このように、パケット界面間隔が１．４μｍ以上の場合は、１．４μｍ未満の場合に比べ、ＥＬの向上代は２倍以上（１６％対４〜７％）である。パケット界面間隔が１．４μｍ以上になると伸びが著しく向上するのは、組織中での残留オーステナイトの分布が粗くなり、加工により一つ一つの残留オーステナイトに分配される応力が高くなり、温間では室温よりも、より変態誘起塑性（ＴＲＩＰ）が起こりやすくなるからと考えられる。逆に、パケット界面間隔が１．４μｍ未満では組織中での残留オーステナイトの分布が細かくなり、加工により一つ一つの残留オーステナイトに分配される応力が低下するため、温間でも変態誘起塑性（ＴＲＩＰ）が起こりにくくなるからと考えられる。
図４にパケット界面間隔と強度・延性（ＴＳ×ＥＬ）の関係を、図５にオーステンパー温度とパケット界面間隔の関係を、図６に延性（ＥＬ）とパケット界面間隔の関係を示す。
図４より、強度・延性（ＴＳ×ＥＬ）は、パケット界面間隔が１．４μｍ未満の場合は、ＴＳ×ＥＬが約２１０００〜２２０００ＭＰａ％であるが、パケット界面間隔が１．４μｍを超えると著しく向上し、パケット界面間隔が１．７μｍでＴＳ×ＥＬは約３００００ＭＰａ％になっている。
図５より、単相域に加熱し、所定の冷速で冷却し、オーステンパー温度を４２０℃以上に制御することにより、パケット界面間隔を１．４μｍ以上とすることが出来る。
図６より、３００℃でのＥＬは、パケット界面間隔が１．４μｍ未満の場合は２０％前後であるが、パケット界面間隔が１．４μｍ以上になると著しく向上し、パケット界面間隔が１．７μｍでＥＬは３０％を超えている。一方、室温でのＥＬは、パケット界面間隔が１．２μｍでは１１％であるが、パケット界面間隔が１．３〜１．７μｍではＥＬはほぼ１５％に向上している。
パケット界面間隔が１．４μｍ未満の場合、３００℃と室温のＥＬ差は６〜７％あり、この差は、高温化によるＥＬの向上と考えられる。しかし、パケット界面間隔が１．４μｍ以上になると、高温化によるＥＬの向上代（６〜７％）をはるかに上回るＥＬの向上（１２〜１６％）が認められる。
パケット界面間隔が１．４μｍ未満の場合、３００℃と室温のＥＬ差は６〜７％あり、この差は、高温化によるＥＬの向上と考えられる。しかし、パケット界面間隔が１．４μｍ以上になると、高温化によるＥＬの向上代（６〜７％）をはるかに上回るＥＬの向上（１２〜１６％）が認められる。
〔実験例２〕
次に、温間での深絞り性について検討するため、上記表３および表４に示す試料Ｎｏ．３（発明鋼板）と試料Ｎｏ．５（比較鋼板）の両試料を用いて以下の実験を行った。
次に、温間での深絞り性について検討するため、上記表３および表４に示す試料Ｎｏ．３（発明鋼板）と試料Ｎｏ．５（比較鋼板）の両試料を用いて以下の実験を行った。
＜温間特性（ＴＳ、ＥＬ）に及ぼす加工温度および加工速度の影響の調査＞
先ず、温間特性（ＴＳ、ＥＬ）に及ぼす加工温度および加工速度の影響を把握するため、１０ｍｍ／分および１０００ｍｍ／分の２水準の引張速度（クロスヘッド速度）のそれぞれで、試験温度を２０〜３００℃の間で順次変更して引張試験を実施した。なお、引張試験条件は〔実験例１〕と同様である。
先ず、温間特性（ＴＳ、ＥＬ）に及ぼす加工温度および加工速度の影響を把握するため、１０ｍｍ／分および１０００ｍｍ／分の２水準の引張速度（クロスヘッド速度）のそれぞれで、試験温度を２０〜３００℃の間で順次変更して引張試験を実施した。なお、引張試験条件は〔実験例１〕と同様である。
試験結果を表５および図７に示す。
表５および図７より、発明鋼板（試料Ｎｏ．３）は、比較鋼板（試料Ｎｏ．５）に比べて、特定の温度域（２００℃近辺）で引張強度（ＴＳ）が著しく低下するとともに、引張速度が大きいほど引張強度（ＴＳ）の低下度合いも顕著になること、即ち、引張強度（ＴＳ）の引張速度依存性が強まることが認められる。
なお、いずれの試験温度においても加熱試験後の材料強度は試験加熱前の材料強度より低下していないことを確認している。
なお、いずれの試験温度においても加熱試験後の材料強度は試験加熱前の材料強度より低下していないことを確認している。
＜温間での深絞り性の調査＞
そこで、温間での深絞り性を調査するため、パンチ径５０ｍｍ（パンチ肩Ｒ５ｍｍ）、ダイ径５４ｍｍ（ダイ肩Ｒ７ｍｍ）、ブランク径１０３ｍｍ、しわ押さえ力１２２４ｋＮ、加工速度０．１ｍｍ／ｓまたは１０ｍｍ／ｓの条件で、試験温度２２℃または２００℃にて深絞り試験を実施した。
そこで、温間での深絞り性を調査するため、パンチ径５０ｍｍ（パンチ肩Ｒ５ｍｍ）、ダイ径５４ｍｍ（ダイ肩Ｒ７ｍｍ）、ブランク径１０３ｍｍ、しわ押さえ力１２２４ｋＮ、加工速度０．１ｍｍ／ｓまたは１０ｍｍ／ｓの条件で、試験温度２２℃または２００℃にて深絞り試験を実施した。
試験結果を表６および図８に示す。
表６および図８より、発明鋼板（試料Ｎｏ．３）は、比較鋼板（試料Ｎｏ．５）と比較すると、室温では同程度の深絞り性を有するに過ぎないのに対し、温間、特に引張強度が著しく低下する特定の温度域（２００℃近辺）では深絞り性が大幅に向上するとともに、成形速度が大きいほどその向上効果も顕著になることが認められる。
＜温間での深絞り性向上の想定メカニズム＞
上記のように発明鋼板において温間での深絞り性が顕著に向上するメカニズムについて考察を行った。
上記のように発明鋼板において温間での深絞り性が顕著に向上するメカニズムについて考察を行った。
深絞り成形においては、図９に模式的に示すように、ブランク（素材）のフランジ部に作用する力は、
（１）当該フランジ部の縮み変形に伴う周方向圧縮力成分
（２）ダイおよびブランクホルダからの摩擦力成分
（３）ダイ肩部からの曲げおよび曲げ戻し力成分
の３つの成分からなり、これらの合計が成形荷重（Ｐ）となる。
（１）当該フランジ部の縮み変形に伴う周方向圧縮力成分
（２）ダイおよびブランクホルダからの摩擦力成分
（３）ダイ肩部からの曲げおよび曲げ戻し力成分
の３つの成分からなり、これらの合計が成形荷重（Ｐ）となる。
そして、パンチ肩部の破断抵抗力が成形荷重（Ｐ）より大きい間は、ブランク（素材）が破断することなく加工が継続され、深絞り成形が可能となる。
一方、深絞り成形時のブランク（素材）の各部位における変形速度は大きく異なり、パンチ肩部では、ブランク（素材）が該パンチ肩部になじむまでの加工の初期段階を過ぎると、変形速度はフランジ部に比較して相対的に小さくなる。
ここで、図１０に、表５の試験温度２００℃のデータを引張速度と引張強度との関係に整理し直して示す。同図中の発明鋼板のように、材料強度の加工速度依存性の強い材料（即ち、加工速度の上昇に対して材料強度の低下度合いの大きい材料）ほど、成形荷重（Ｐ）、即ち変形速度が相対的に大きいフランジ部の変形を継続させるために必要な応力は低くなる一方で、変形速度が相対的に小さいパンチ肩部の破断強度（ＴＳ）は高く維持されるので、成形荷重（Ｐ）に対する余裕度が大きいことになり、破断することなく加工が継続できることとなり、深絞り性が良好となる。
また、発明鋼板で、特定の温度域（２００℃近辺）において、引張強度が低下するとともにその引張速度依存性が強くなる理由については必ずしも明確ではないが、以下のように考えられる。
即ち、発明鋼板は、上述したとおり、温間での延性を確保するために、オーステンパー温度を高めることでパケット界面間隔を大きくしている。このことより発明鋼板は、残留オーステナイトのサイズが大きくなり、前述したように残留オーステナイトへの加工による応力分配が高まることでマルテンサイトへの変態が促進される。一方で、母相であるベイニティックフェライトは温度が上昇することで軟化するので、引張温度が室温から２００℃近辺まで上昇すると、母相軟質化の効果が強まり、残留オーステナイトへの応力分配が一時的に低減する。特に発明鋼板のようにパケット界面間隔を大きくすると２００℃近辺での母材の軟質化の程度が大きくなり、マルテンサイトへの変態が大幅に抑制される。その結果、２００℃近辺での引張強度が室温での引張強度より低下すると考えられる。
さらに、発明鋼板ではこの温度領域で引張速度を大きくすると、加工速度に変態速度が追随できなくなって引張強度はより一層低下し、引張速度依存性が大きくなると考えられる。
さらに、発明鋼板ではこの温度領域で引張速度を大きくすると、加工速度に変態速度が追随できなくなって引張強度はより一層低下し、引張速度依存性が大きくなると考えられる。
ただし、引張温度を２００℃近辺からさらに高めていくと、温度上昇による母相の軟質化よりも動的ひずみ時効による加工硬化がそれを上回るため、母相強度は高温にも関わらず再び上昇し、残留オーステナイトへの応力分配が強まることで、加工誘起変態は一転して促進される。このため、２５０℃を超える近辺から３００℃近辺の温度範囲では伸びが向上し引張強度も回復する。
＜発明鋼板のその他の効果＞
上記のように、発明鋼板は、延性と深絞り性を兼備した成形性に優れるものであるが、このような発明鋼板を、その室温での引張強度に対して、相対的に強度が低下する温度域（例えば１００〜２５０℃；図７参照）にて温間成形することで、残留オーステナイトの加工誘起変態が抑制される。そのため、発明鋼板を使用して自動車部品をプレス成形するにあたり、このような温度域で加工することで、部品中の残留オーステナイト量を、通常の冷間プレスにより製造した部品よりも多くすることが可能となる。これにより、衝突時に部品が変形しても、残留オーステナイトが多く存在する分、変形による割れ発生限界が高まる効果も得られる。
また、上記のような温度域で温間加工することで引張強度が低下することから、当然プレス機への荷重負荷を低減させる効果も有する。
上記のように、発明鋼板は、延性と深絞り性を兼備した成形性に優れるものであるが、このような発明鋼板を、その室温での引張強度に対して、相対的に強度が低下する温度域（例えば１００〜２５０℃；図７参照）にて温間成形することで、残留オーステナイトの加工誘起変態が抑制される。そのため、発明鋼板を使用して自動車部品をプレス成形するにあたり、このような温度域で加工することで、部品中の残留オーステナイト量を、通常の冷間プレスにより製造した部品よりも多くすることが可能となる。これにより、衝突時に部品が変形しても、残留オーステナイトが多く存在する分、変形による割れ発生限界が高まる効果も得られる。
また、上記のような温度域で温間加工することで引張強度が低下することから、当然プレス機への荷重負荷を低減させる効果も有する。
Claims (3)
- 質量％で（以下、化学成分について同じ。）、
Ｃ ：０．１０〜０．３０％、
Ｓｉ：１．０％超え〜３．０％以下
Ｍｎ：１．０〜３．０％、
Ｐ ：０．１０％以下（０％を含む）、
Ｓ ：０．０１０％以下（０％を含む）、
Ｎ ：０．００２０〜０．０３００％以下、
Ａｌ：０．００１０〜０．１％
を満たし、残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成を有し、
ミクロ組織が、全組織に対する面積率で
ベイニティックフェライトとベイナイトの合計：６５％％以上、
残留オーステナイト：５％以上、
マルテンサイトと残留オーステナイトの合計：３５％以下、
ポリゴナルフェライト：１０％以下（０％を含む）
残部として前記以外の組織：５％以下（０％を含む）からなり、
前記残留オーステナイト中の炭素濃度が１．３％以下であり、かつ、ベイニティックフェライトおよび／またはベイナイトのパケット界面間隔が１．４μｍ以上であることを特徴とする温間での延性と深絞り性に優れる高強度鋼板。 - 請求項１に記載の成分組成およびミクロ組織を有する温間での延性と深絞り性に優れる温間成形用高強度鋼板。
- 請求項１に記載の成分組成を有する鋼片を、熱間圧延し、冷間圧延により冷延鋼板とし、ついで該冷延鋼板を、オーステナイト単相域の温度で１５〜６００秒間焼鈍した後、４２０〜４９０℃の保持温度域で定める冷却停止温度まで冷却するに際し、少なくとも５５０℃までは平均冷却速度を５℃／秒以上に制御して冷却し、該保持温度域で３００秒以上保持する温間での延性と深絞り性に優れる高強度鋼板の製造方法。
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