JP3492176B2 - 高い動的変形抵抗を有する良加工性高強度鋼板とその製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、自動車部材等に使
用され、衝突時の衝撃エネルギーを効率よく吸収するこ
とによって乗員の安全性確保に寄与することのできる高
い動的変形抵抗を有する良加工性高強度熱延鋼板および
冷延鋼板とその製造方法に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】近年、自動車衝突時の乗員保護が自動車
の最重要性能として認識され、それに対応するための高
い高速変形抵抗を示す材料への期待が高まっている。例
えば、乗用車の前面衝突においては、フロントサイドメ
ンバーと呼ばれる部材にこのような材料を適用すれば、
前述の部材が圧潰することで衝撃のエネルギーが吸収さ
れ、乗員にかかる衝撃を緩和することができる。

【０００３】自動車の衝突時に各部位が受ける変形の歪
み速度は１０³ （１／ｓ）程度まで達するため、材料の
衝撃吸収性能を考える場合には、このような高歪み速度
領域での動的変形特性の解明が必要である。また、同時
に省エネルギー、ＣＯ₂ 排出削減を目指して自動車車体
の軽量化を同時に達成することが必須と考えられ、この
ために有効な高強度鋼板のニーズが高まっている。

【０００４】例えば、本発明者らは、ＣＡＭＰ−ＩＳＩ
Ｊ Ｖｏｌ．９（１９９６）ｐｐ．１１１２〜１１１５
に、高強度薄鋼板の高速変形特性と衝撃エネルギー吸収
能について報告し、その中で、１０³ （１／ｓ）程度の
高歪み速度領域での動的強度は、１０^-3（１／ｓ）の低
歪み速度での静的強度と比較して大きく上昇すること、
材料の強化機構によって変形抵抗の歪み速度依存性が変
化すること、この中で、ＴＲＩＰ（変態誘起塑性）型の
鋼やＤＰ（フェライト／マルテンサイト２相）型の鋼が
他の高強度鋼板に比べて優れた成形性と衝撃吸収能を兼
ね備えていることを報告している。

【０００５】また、残留オーステナイトを含む耐衝撃特
性に優れた高強度鋼板とその製造方法を提供するものと
して特開平７−１８３７２号公報には、衝撃吸収能を変
形速度の上昇に伴う降伏応力の上昇のみで解決すること
を開示しているが、衝撃吸収能を向上させるために、残
留オーステナイトの量以外に残留オーステナイトの性質
をどのように制御すべきかは明確にされていない。

【０００６】

【発明が解決しようとする課題】このように、自動車衝
突時の衝撃エネルギーの吸収に及ぼす部材構成材料の動
的変形特性はすこしづつ解明されつつあるものの、衝撃
エネルギー吸収能に優れた自動車部品用鋼材としてどの
ような特性に注目し、どのような基準に従って材料選定
を行うべきかは未だ明らかにされていない。また、自動
車用部品用鋼材はプレス成形によって要求された部品形
状に成形され、その後、一般的には塗装焼き付けされた
後に自動車に組み込まれ、実際の衝突現象に直面する。
しかしながら、このような予変形＋焼き付け処理を行っ
た後の鋼材の衝突時の衝撃エネルギー吸収能の向上にど
のような鋼材強化機構が適しているかも未だ明らかには
されていない。

【０００７】

【課題を解決するための手段】本発明は、フロントサイ
ドメンバー等の衝突時の衝撃エネルギー吸収を担う部品
に成形加工されて使用される鋼材で、高い衝撃エネルギ
ー吸収能を示す高強度鋼板とその製造方法を提供するこ
とを目的としている。先ず、本発明による高い衝撃エネ
ルギー吸収能を示す高強度鋼板は、 （１）最終的に得られる鋼板のミクロ組織がフェライト
および／またはベイナイトを含み、このいずれかを主相
とし、体積分率で３〜５０％の残留オーステナイトを含
む第３相との複合組織であり、かつ０％超１０％以下の
相当歪みの変形を予め与え（予変形という。以下同じ）
た後、５×１０^-4〜５×１０^-3（１／ｓ）の歪み速度範
囲で変形した時の準静的変形強度σｓと、前記予変形を
加えた後、５×１０²〜５×１０^３（１／ｓ）の歪み速
度で変形した時の動的変形強度σｄとの差：σｄ−σｓ
が６０ＭＰａ以上であり、かつ歪み５〜１０％の加工硬
化指数が０．１３０以上を満足することを特徴とする高
い動的変形抵抗を有する良加工性高強度鋼板であり、 （２）最終的に得られる鋼板のミクロ組織がフェライト
および／またはベイナイトを含み、このいずれかを主相
とし、体積分率で３〜５０％の残留オーステナイトを含
む第３相との複合組織であり、かつ０％超１０％以下の
相当歪みを予め与えた後、５×１０^-4〜５×１０
^-３（１／ｓ）の歪み速度範囲で変形した時の準静的変
形強度σｓと、前記予変形を加えた後、５×１０²〜５
×１０^３（１／ｓ）の歪み速度で変形した時の動的変形
強度σｄとの差：σｄ−σｓが６０ＭＰａ以上であり、
かつ、５×１０²〜５×１０^３（１／ｓ）の歪み速度範
囲で変形した時の３〜１０％の相当歪み範囲における変
形応力の平均値σｄｙｎ（MPa）と５×１０^-4〜５×１
０^-3（１／ｓ）の歪み速度範囲で変形した時の３〜１０
％の相当歪み範囲における変形応力の平均値σｓｔ（MP
a）の差が５×１０^-4〜５×１０^-3（１／ｓ）の歪み速
度範囲で測定された静的な引張り試験における最大応力
ＴＳ（MPa）によって表現される式（σｄｙｎ−σｓ
ｔ）≧−０．２７２×ＴＳ＋３００を満足し、かつ歪み
５〜１０％の加工硬化指数が０．１３０以上を満足する
ことを特徴とする高い動的変形抵抗を有する良加工性高
強度鋼板である。また、 （３）最終的に得られる鋼板のミクロ組織がフェライト
および／またはベイナイトを含み、このいずれかを主相
とし、体積分率で３〜５０％の残留オーステナイトを含
む第３相との複合組織であり、かつ０％超１０％以下の
相当歪みを予め与えた後、５×１０^-4〜５×１０^-3（１
／ｓ）の歪み速度範囲で変形した時の準静的変形強度σ
ｓと、前記予変形を加えた後、５×１０²〜５×１０^３
（１／ｓ）の歪み速度で変形した時の動的変形強度σｄ
との差：σｄ−σｓが６０ＭＰａ以上であり、かつ、５
×１０²〜５×１０^３（１／ｓ）の歪み速度範囲で変形
した時の３〜１０％の相当歪み範囲における変形応力の
平均値σｄｙｎ（MPa）と５×１０^-4〜５×１０^-３（１
／ｓ）の歪み速度範囲で変形した時の３〜１０％の相当
歪み範囲における変形応力の平均値σｓｔ（MPa）の差
が５×１０^-4〜５×１０^-3（１／ｓ）の歪み速度範囲で
測定された静的な引張り試験における最大応力ＴＳ（MP
a）によって表現される式（σｄｙｎ−σｓｔ）≧−
０．２７２×ＴＳ＋３００を満足し、更に、前記残留オ
ーステナイト中の固溶〔Ｃ〕と鋼材の平均Ｍｎ等量｛Ｍ
ｎ eq ＝Ｍｎ＋（Ｎｉ＋Ｃｒ＋Ｃｕ＋Ｍｏ）／２｝よっ
て決まる値（Ｍ）が、Ｍ＝６７８−４２８×〔Ｃ〕−３
３Ｍｎ eq が−１４０以上７０未満を満足し、かつ、０
％超１０％以下の相当歪みを予め与えた後の鋼材の残留
オーステナイト体積分率が２．５％以上であり、かつ、
残留オーステナイトの初期体積分率Ｖ（０）と、１０％
の相当歪みの変形を予め加えた時の残留オーステナイト
の体積分率Ｖ（１０）との比、Ｖ（１０）／Ｖ（０）が
０．３以上を満足し、かつ歪み５〜１０％の加工硬化指
数が０．１３０以上を満足することを特徴とする高い動
的変形抵抗を有する良加工性高強度鋼板である。

【０００８】（４）また、前記（１）〜（３）の何れか
において、前記残留オーステナイトの平均結晶粒径が５
μｍ以下であること、前記残留オーステナイトの平均結
晶粒径と、主相であるフェライトもしくはベイナイトの
平均結晶粒径の比が、０．６以下で、主相の平均粒径が
１０μｍ以下、好ましくは６μｍ以下であること、マル
テンサイトの占積率が３〜３０％、前記マルテンサイト
の平均結晶粒径が１０μｍ以下、好ましくは５μｍ以下
であること、フェライトの体積分率が４０％以上、引張
強さ×全伸びの値が２０，０００以上であること、の何
れかを満足する高い動的変形抵抗を有する高強度鋼板で
ある。

【０００９】（５）また、本発明高強度鋼板は、重量％
で、Ｃ：０．０３％以上０．３％以下、ＳｉとＡｌの一
方または双方を合計で０．５％以上３．０％以下、必要
に応じてＭｎ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｃｕ，Ｍｏの１種または２
種以上を合計で０．５％以上３．５％以下含み、残部が
Ｆｅを主成分とする高強度鋼板であるか、この高強度鋼
板に更に必要に応じて、Ｎｂ，Ｔｉ，Ｖ，Ｐ，Ｂ，Ｃ
ａ，ＲＥＭの１種または２種以上を、Ｎｂ，Ｔｉ，Ｖに
おいては、それらの１種または２種以上を合計で０．３
％以下、Ｐにおいては０．３％以下、Ｂにおいては０．
０１％以下、Ｃａにおいては０．０００５％以上０．０
１％以下、ＲＥＭ：０．００５以上０．０５％以下を含
有し、残部がＦｅを主成分とする高い動的変形抵抗を有
する高強度鋼板である。

【００１０】（６）本発明における高い動的変形抵抗を
有する高強度熱延鋼板の製造方法としては、前記（５）
の成分組成を有する連続鋳造スラブを、鋳造ままで熱延
工程へ直送し、もしくは一旦冷却した後に再度加熱した
後、熱延し、Ａｒ_３−５０℃〜Ａｒ_３＋１２０℃の温度
の仕上げ温度で熱延を終了し、熱延に引き続く冷却過程
での平均冷却速度を５℃／秒以上で冷却後、５００℃以
下の温度で巻き取ることを特徴とする熱延鋼板のミクロ
組織がフェライトおよび／またはベイナイトを含み、こ
のいずれかを主相とし、体積分率で３〜５０％の残留オ
ーステナイトを含む第３相との複合組織であり、かつ０
％超１０％以下の相当歪みを予め与えた後、５×１０^-4
〜５×１０^-３（１／ｓ）の歪み速度範囲で変形した時
の準静的変形強度σｓと、前記予変形を加えた後、５×
１０²〜５×１０^３（１／ｓ）の歪み速度で変形した時
の動的変形強度σｄとの差：σｄ−σｓが６０ＭＰａ以
上であり、かつ、５×１０²〜５×１０^３（１／ｓ）の
歪み速度範囲で変形した時の３〜１０％の相当歪み範囲
における変形応力の平均値σｄｙｎ（MPa）と５×１０
^-4〜５×１０^-３（１／ｓ）の歪み速度範囲で変形した
時の３〜１０％の相当歪み範囲における変形応力の平均
値σｓｔ（MPa）の差が５×１０^-4〜５×１０^-3（１／
ｓ）の歪み速度範囲で測定された静的な引張り試験にお
ける最大応力ＴＳ（MPa）によって表現される式（σｄ
ｙｎ−σｓｔ）≧−０．２７２×ＴＳ＋３００を満足
し、かつ歪み５〜１０％の加工硬化指数が０．１３０以
上を満足することを特徴とする高い動的変形抵抗を有す
る良加工性高強度熱延鋼板である。

【００１１】（７）更に、前記（６）において、熱延の
仕上げ温度がＡｒ₃ −５０℃〜Ａｒ ₃ ＋１２０℃の温度
範囲において、メタラジーパラメーター：Ａが、（１）
式および（２）式を満たすような熱間圧延を行い、その
後、ランアウトテーブルにおける平均冷却速度を５℃／
秒以上とし、更に前記メタラジーパラメーター：Ａと巻
き取り温度（ＣＴ）との関係が（３）式を満たすような
条件で巻き取る高い動的変形抵抗を有する高強度熱延鋼
板の製造方法、である。

【００１２】 ９≦ｌｏｇＡ≦１８ ……………… （１） ΔＴ≦２１×ｌｏｇＡ−１７８ ……………… （２） ６×ｌｏｇＡ＋３１２≦ＣＴ≦６×ｌｏｇＡ＋３９２ ……………… （３） （８）更に、本発明における高い動的変形抵抗を有する
高強度冷延鋼板の製造方法としては、前記（５）の成分
組成を有する連続鋳造スラブを、鋳造ままで熱延工程へ
直送し、もしくは一旦冷却した後に再度加熱した後、熱
延し、熱延後巻き取った熱延鋼板を酸洗後冷延し、連続
焼鈍工程で焼鈍して最終的な製品とする際に、０．１×
（Ａｃ_３ −Ａｃ₁）＋Ａｃ₁℃以上Ａｃ_３＋５０℃以下
の温度で１０秒〜３分焼鈍した後に、１〜１０℃／秒の
一次冷却速度で５５０〜７２０℃の範囲の一次冷却停止
温度まで冷却し、引き続いて１０〜２００℃／秒の二次
冷却速度で２００〜４５０℃の二次冷却停止温度まで冷
却した後、２００〜５００℃の温度範囲で１５秒〜２０
分保持し、室温まで冷却することを特徴とする冷延鋼板
のミクロ組織がフェライトおよび／またはベイナイトを
含み、このいずれかを主相とし、体積分率で３〜５０％
の残留オーステナイトを含む第３相との複合組織であ
り、かつ０％超１０％以下の相当歪みの変形を予め与え
た後、５×１０^-4〜５×１０^-3（１／ｓ）の歪み速度範
囲で変形した時の準静的変形強度σｓと、前記予変形を
加えた後、５×１０²〜５×１０^３（１／ｓ）の歪み速
度で変形した時の動的変形強度σｄとの差：σｄ−σｓ
が６０ＭＰａ以上であり、かつ、５×１０²〜５×１０
^３（１／ｓ）の歪み速度範囲で変形した時の３〜１０％
の相当歪み範囲における変形応力の平均値σｄｙｎ（MP
a）と５×１０^-4〜５×１０^-３（１／ｓ）の歪み速度範
囲で変形した時の３〜１０％の相当歪み範囲における変
形応力の平均値σｓｔ（MPa）の差が５×１０^-4〜５×
１０^-3（１／ｓ）の歪み速度範囲で測定された静的な引
張り試験における最大応力ＴＳ（MPa）によって表現さ
れる式（σｄｙｎ−σｓｔ）≧−０．２７２×ＴＳ＋３
００を満足し、かつ歪み５〜１０％の加工硬化指数が
０．１３０以上を満足することを特徴とする高い動的変
形抵抗を有する良加工性高強度冷延鋼板であり、 （９）更に前記（８）において、前記連続焼鈍工程で焼
鈍して最終的な製品とするに際し、０．１×（Ａｃ_３−
Ａｃ₁）＋Ａｃ₁℃以上Ａｃ_３＋５０℃以下の温度で１０
秒〜３分焼鈍した後に、１〜１０℃／秒の一次冷却速度
で５５０〜７２０℃の範囲の二次冷却開始温度Ｔｑまで
冷却し、引き続いて１０〜２００℃／秒の二次冷却速度
で成分と焼鈍温度Ｔｏで決まる温度Ｔｅｍ以上、５００
℃以下の二次冷却停止温度Ｔｅまで冷却した後、Ｔｅ−
５０℃以上５００℃以下の温度Ｔｏａで１５秒〜２０分
保持し、室温まで冷却することを特徴とする冷延鋼板の
ミクロ組織がフェライトおよび／またはベイナイトを含
み、このいずれかを主相とし、体積分率で３〜５０％の
残留オーステナイトを含む第３相との複合組織であり、
相当歪みで０％超１０％以下の予変形を与えた後、５×
１０^-4〜５×１０^-3（１／ｓ）の歪み速度範囲で変形し
た時の準静的変形強度σｓと、前記予変形を加えた後、
５×１０²〜５×１０^３（１／ｓ）の歪み速度で変形し
た時の動的変形強度σｄとの差：σｄ−σｓが６０ＭＰ
ａ以上であり、かつ、５×１０²〜５×１０^３（１／
ｓ）の歪み速度範囲で変形した時の３〜１０％の相当歪
み範囲における変形応力の平均値σｄｙｎ（MPa）と５
×１０^-4〜５×１０^-３（１／ｓ）の歪み速度範囲で変
形した時の３〜１０％の相当歪み範囲における変形応力
の平均値σｓｔ（MPa）の差が５×１０^-4〜５×１０^-3
（１／ｓ）の歪み速度範囲で測定された静的な引張り試
験における最大応力ＴＳ（MPa）によって表現される式
（σｄｙｎ−σｓｔ）≧−０．２７２×ＴＳ＋３００を
満足し、かつ歪み５〜１０％の加工硬化指数が０．１３
０以上を満足することを特徴とする高い動的変形抵抗を
有する良加工性高強度冷延鋼板、である。

【００１３】

【発明の実施の形態】自動車等のフロントサイドメンバ
ー等の衝突時の衝撃吸収用部材は、鋼板に曲げ加工やプ
レス成形加工を施すことによって製造される。自動車の
衝突時の衝撃は、このようにして加工された後に一般的
には塗装焼き付けされた後に加えられる。従って、この
ように部材への加工・塗装焼き付け処理が行われた後に
高い衝撃エネルギーの吸収能を示す鋼板が必要となる。
しかしながら、現在までのところ、成形による変形応力
の上昇と歪み速度上昇による変形応力の上昇とを同時に
考慮して実部材として衝撃吸収特性に優れた鋼板を得る
試みはなされていない。

【００１４】本発明者らは、前記要求を満足する衝撃吸
収用部材としての高強度鋼板について長年の研究の結
果、このような成形加工された実部材において、鋼板に
適量の残留オーステナイトを含むことが優れた衝撃吸収
特性を示す高強度鋼板に適していることを見いだした。
すなわち、最適なミクロ組織は、種々の置換型元素によ
って容易に固溶強化されるフェライトおよび／またはベ
イナイトを含み、このいずれかを主相とし、変形中に硬
質のマルテンサイトに変態する残留オーステナイトを体
積分率で３〜５０％含む第３相との複合組織である場合
に高い動的変形抵抗を示すことが判明した。また、初期
ミクロ組織の第３相にマルテンサイトを含む複合組織で
ある場合にも、或る特定の条件が満足されると高い動的
変形抵抗を有する良加工性高強度鋼板が得られることが
判明した。

【００１５】次に、本発明者らは、上記知見に基づき実
験・検討を進めた結果、フロントサイドメンバー等の衝
撃吸収用部材の成形加工に相当する予変形の量は、部位
によっては最大２０％以上に達する場合もあるが、相当
歪みとして０％超１０％以下の部位が大半であり、従っ
て、この範囲の予変形の効果を把握することで、部材全
体としての予変形後の挙動を推定することが可能である
ことを見いだした。従って、本発明においては、部材へ
の加工時に与えられる予変形量として相当歪みにして０
％超１０％以下の変形を選択した。

【００１６】図１は、後述する各鋼材について衝突時に
おける成形部材の吸収エネルギーＥａｂと、素材強度Ｓ
（ＴＳ）との関係を示したものである。部材吸収エネル
ギーＥａｂは、図２に示すような成形部材の長さ方向
（矢印方向）に、質量４００Ｋｇの重錘を速度１５ｍ／
秒で衝突させ、その時の圧潰量１００ｍｍまでの吸収エ
ネルギーである。なお、図２の成形部材は、厚さ２．０
ｍｍの鋼板を成形したハット型部１に同じ厚さの同一鋼
種の鋼板２をスポット溶接により接合したものであり、
ハット型部１のコーナー半径は２ｍｍである。３はスポ
ット溶接部である。図１から、部材吸収エネルギーＥａ
ｂは、通常の引張試験で得られる素材強度（ＴＳ）の高
いものほど高くなる傾向が見られるが、バラツキの大き
いことが分かる。この図１に示す各素材について、相当
歪みにして０％超〜１０％以下の予変形を加えた後、５
×１０^-4〜５×１０^-3（１／ｓ）の歪み速度で変形した
時の準静的変形強度σｓと、５×１０² 〜５×１０
³ （１／ｓ）の歪み速度で 変形した時の動的変形強度
σｄを測定した。

【００１７】その結果、（σｄ−σｓ）によって層別す
ることができた。図１の各プロットの記号で、○は０％
超〜１０％以下の範囲の何れかの予変形量で（σｄ−σ
ｓ）＜６０ＭＰａとなるもの、●は、前記範囲の全ての
予変形量で６０ＭＰａ≦（σｄ−σｓ）であり、かつ予
変形量が５％の時、６０ＭＰａ≦（σｄ−σｓ）＜８０
ＭＰａであるもの、■は、前記範囲の全ての予変形量で
６０ＭＰａ≧（σｄ−σｓ）であり、かつ予変形量が５
％の時、８０ＭＰａ≦（σｄ−σｓ）＜１００ＭＰａで
あるもの、▲は、前記範囲の全ての予変形量で６０ＭＰ
ａ≦（σｄ−σｓ）であり、かつ予変形量が５％の時、
１００ＭＰａ≦（σｄ−σｓ）であるもの、である。

【００１８】そして、０％超〜１０％以下の範囲の全て
の予変形量において６０ＭＰａ≦（σｄ−σｓ）である
ものは、衝突時の部材吸収エネルギーＥａｂが、素材強
度Ｓ（ＴＳ）から予測される値以上であり、衝突時の衝
撃吸収用部材として優れた動的変形特性を有する鋼板で
あった。前記予測される値は図１の曲線で示す値であ
り、Ｅａｂ＝０．０６２Ｓ^0.8 で示される。従って、本
発明においては（σｄ−σｓ）を６０ＭＰａ以上とし
た。

【００１９】また、動的変形強度は静的変形強度（Ｔ
Ｓ）の累乗の形で表されることが知られており、静的変
形強度（ＴＳ）が高くなるにつれて動的変形強度と静的
変形強度の差は小さくなる。しかし、材料の高強度化に
よる軽量化を考えた場合、動的変形強度と静的変形強度
（ＴＳ）の差が小さくなると材料置換による衝撃吸収能
の向上が大きくは期待できず、軽量化の達成が困難にな
る。

【００２０】また、フロントサイドメンバー等の衝撃吸
収用部材は、特徴的にハット型の断面形状を有してお
り、このような部材の高速での衝突圧潰時の変形を本発
明者らが解析した結果、最大では４０％以上の高い歪み
まで変形が進んでいるものの、吸収エネルギー全体の７
０％以上が、高速の応力−歪み線図の１０％以下の歪み
範囲で吸収されていることを見いだした。従って、高速
での衝突エネルギーの吸収能の指標として、１０％以下
での高速変形時の動的変形抵抗を採用した。特に、歪み
量として３〜１０％の範囲が最も重要であることから、
高速引張り変形５×１０² 〜５×１０³ （１／ｓ）の歪
み速度範囲で変形した時の相当歪みで３〜１０％の範囲
の平均応力σｄｙｎを以て衝撃エネルギー吸収能の指標
とした。

【００２１】この高速変形時の３〜１０％の平均応力σ
ｄｙｎは、予変形や焼き付け処理が行われる前の鋼材の
静的な引張り強度｛５×１０^-4〜５×１０^-3（１／ｓ）
の歪み速度範囲で測定された静的な引張り試験における
最大応力：ＴＳ（MPa)｝の上昇に伴って大きくなること
が一般的である。従って、鋼材の静的な引張り強度（Ｔ
Ｓ）を増加させることは部材の衝撃エネルギー吸収能の
向上に直接寄与する。しかしながら、鋼材の強度が上昇
すると部材への成形性が劣化し、必要な部材形状を得る
ことが困難になる。従って、同一の引張り強度（ＴＳ）
で、高いσｄｙｎを持つ鋼材が望ましい。特に、部材へ
の加工時の歪みレベルが主に１０％以下であることか
ら、部材への成形時の形状凍結性等の成形性の指標とな
る低歪み領域での応力が低いことが成形性向上のために
は重要である。従って、σｄｙｎ（ＭＰａ）と５×１０
^-4〜５×１０^-3（１／ｓ）の歪み速度範囲で変形した時
の３〜１０％の相当歪み範囲における変形応力の平均値
σｓｔ（ＭＰａ）の差が大きいほど静的には成形性に優
れ、動的には高い衝撃エネルギーの吸収能を持つと言え
る。この関係で、図５に示すように、特に（σｄｙｎ−
σｓｔ）≧−０．２７２×ＴＳ＋３００の関係を満足す
る鋼材は、実部材としての衝撃吸収エネルギー吸収能が
他の鋼材に比べて高く、部材の総重量を増加させること
なく衝撃吸収エネルギー吸収能を向上させ、高い動的変
形抵抗を有する高強度鋼板を提供することができること
を見いだした。次に、本発明者らは、耐衝突安全性を向
上させるためには、鋼の成形加工後の加工硬化指数を高
め、σｄ−σｓを高めることも知見した。すなわち、上
記のように鋼材のミクロ組織を制御されると鋼の歪み５
〜１０％の加工硬化指数が０．１３以上、好ましくは
０．１６以上とすることで前述の耐衝突安全性を高める
ことができる。すなわち、図３に示すように、自動車用
部材の耐衝突安全性の指標となる動的エネルギー吸収量
と、鋼板の加工硬化指数の関係でみると、これらの値が
増大すると動的エネルギー吸収量が向上していることが
分かり、自動車用部材の耐衝突安全性の指標として、同
一降伏強度レベルであれば鋼板の加工硬化指数で評価す
ることが妥当であると考える。また図６に示すように加
工硬化指数が高くなるということは、鋼板のくびれが抑
制され、引張強さ×全伸びで表わされる成形性が向上す
る。

【００２２】図３の動的エネルギー吸収量は、衝撃圧壊
試験法により次のようにして求めた。すなわち、鋼板を
図４ｂに示すような試験片形状に成形し、先端径５．５
ｍｍの電極によりチリ発生電流の０．９倍の電流で３５
ｍｍピッチでスポット溶接３をし、図４ａに示す２つの
天板１間に試験片２を配設した部品（ハット型モデル）
とし、さらに１７０℃×２０分の焼き付け塗装処理を行
った後、図４ｃに示すように約１５０Ｋｇの落錘４を約
１０ｍの高さから落下させ、ストッパー６を設けた架台
５上の部品を長手方向に圧壊し、その際の荷重変位線図
の面積から変位＝０〜１５０ｍｍの変形仕事を算出して
動的エネルギー吸収量とした。

【００２３】なお、鋼板の加工硬化指数は、鋼板をＪＩ
Ｓ−５号試験片（標点距離５０ｍｍ、平行部幅２５ｍ
ｍ）に加工し、歪み速度０．００１／ｓで引張試験し、
加工硬化指数（歪み５〜１０％のｎ値）を求めることが
できる。以下本発明における鋼材のミクロ組織について
説明する。鋼板に適量の残留オーステナイトが存在する
と、変形時（成形時）に歪みを受けることにより非常に
硬いマルテンサイトに変態するため、加工硬化指数を高
める作用やくびれを抑制して成形性を高める作用を有し
ている。前述した適量の残留オーステナイト量とは３％
〜５０％であることが好ましい。すなわち、残留オース
テナイトの体積分率が３％未満では成形後の部材が衝突
変形を受けた際に優れた加工硬化能を発揮することがで
きず、変形荷重が低いレベルに止まり変形仕事量が小さ
くなるため、動的エネルギー吸収量が低く、耐衝突安全
性向上が達成できないと共に、くびれ抑制効果が不足し
て高い引張強さ×全伸びを得ることができない。一方、
残留オーステナイトの体積分率が５０％超では僅かな成
形加工歪みにより連鎖的な加工誘起マルテンサイト変態
が起こり、引張強さ×全伸び向上が期待できず、逆に打
ち抜き時の顕著な硬化に起因する穴拡げ比の劣化をもた
らし、更に部材成形が可能であったとしても成形後の部
材が衝突変形を受けた際に優れた加工硬化能を発揮する
ことができないという観点から前述の残留オーステナイ
ト量が決定されるものである。

【００２４】また、前述の残留オーステナイトの体積分
率が３％〜５０％という条件に加え、この残留オーステ
ナイトの平均結晶粒径が５μｍ以下、好ましくは３μｍ
以下とすることが望ましい条件となる。仮に、残留オー
ステナイトの体積分率が３％〜５０％を満たしていて
も、その平均結晶粒径が５μｍ超になると、鋼中に残留
オーステナイトを微細分散させることができないため、
この残留オーステナイトのもつ固有特性の向上作用が局
所的に止まるのみで好ましくない。また、好ましくは、
前述した残留オーステナイトの平均結晶粒径と、主相で
あるフェライトもしくはベイナイトの平均粒径の比が
０．６以下で、主相の平均粒径が１０μｍ以下、好まし
くは６μｍ以下であるようなミクロ組織を有している場
合に優れた耐衝突安全性と成形性を示すことが明らかに
なった。

【００２５】更に、本発明者らは、同一レベルの引張強
度（ＴＳ：MPa ）に対して、前述した相当歪みで３％〜
１０％の範囲での平均応力の差：σｄｙｎ−σｓｔは部
材への加工が行われる以前の鋼板中に含まれる残留オー
ステナイト中の固溶炭素量：〔Ｃ〕で表記、（重量％）
と鋼材の平均Ｍｎ等量（Ｍｎ eq ）が、Ｍｎ eq ＝Ｍｎ
＋（Ｎｉ＋Ｃｒ＋Ｃｕ＋Ｍｏ）／２、によって変化する
ことが見いだされた。残留オーステナイト中の炭素濃度
は、Ｘ線解析やメスバウアー分光により実験的に求める
ことができ、例えば、ＭｏのＫα線を用いたＸ線解析に
よりフェライトの（２００）面、（２１１）面およびオ
ーステナイトの（２００）面、（２２０）面、（３１
１）面の積分反射強度を用いて、Journal of The Iron
and SteelInstitute, 206(1968), p60 に示された方法
にて算出できる。本発明者らが行った実験結果から、こ
のようにして得られた残留オーステナイト中の固溶炭素
量〔Ｃ〕と鋼材に添加されている置換型合金元素から求
められるＭｎ eq を用いて計算される値：Ｍが、Ｍ＝６
７８−４２８×〔Ｃ〕−３３×Ｍｎ eq が−１４０以上
７０未満の場合で、かつ相当歪みで０％超１０％以下の
予変形を与えた後の鋼材の残留オーステナイト体積分率
が２．５％以上であり、かつ、残留オーステナイトの初
期体積分率Ｖ（０）と、相当歪みにして１０％の予変形
を加えた時の残留オーステナイトの体積分率Ｖ（１０）
との比、Ｖ（１０）／Ｖ（０）が０．３以上を満足する
場合に同一の静的引張強度（ＴＳ）に対して大きな（σ
ｄｙｎ−σｓｔ）を示すことが同時に見いだされた。こ
の場合において、Ｍ＞７０では残留オーステナイトが低
歪み領域で硬質のマルテンサイトに変態するから、成形
性を支配する低歪み領域での静的な応力をも上昇させて
しまい、形状凍結性等の成形性を劣化させるのみなら
ず、（σｄｙｎ−σｓｔ）の値を小さくすることから、
良好な成形性と高い成形性と高い衝撃エネルギー吸収能
の両立が得られないためＭを７０未満とした。また、Ｍ
が−１４０未満の場合には、残留オーステナイトの変態
が高い歪み領域に限定されるために、良好な成形性は得
られるものの、（σｄｙｎ−σｓｔ）を増大させる効果
がなくなることからＭの下限を−１４０とした。

【００２６】また、残留オーステナイトの存在位置に関
しては、軟質なフェライトが主に変形時の歪みを受ける
ため、フェライトに隣接していない残留γ（オーステナ
イト）は歪みを受け難く、その結果５〜１０％程度の変
形ではマルテンサイトへ変態し難くなり、その効果が薄
れるため残留オーステナイトはフェライトに隣接するこ
とが好ましい。そのため、フェライトは、その体積分率
が４０％以上、好ましくは６０％以上であることが好ま
しい。前述したように、フェライトは構成組織の中で最
も軟質な組織であるため、成形性を決定する重要な因子
である。そのため、上記体積分率の規制値内とすること
が好ましい。更に、フェライトの体積分率増と細粒化に
より、未変態オーステナイトの炭素濃度が増加して微細
分散化するため残留オーステナイトの占積率増・微細化
に有効に作用し、耐衝突安全性および成形性の向上に寄
与する。

【００２７】上述したミクロ組織および諸特性を創出す
る高強度鋼板の化学成分とその含有規制値について説明
する。本発明で使用される高強度鋼板は、重量％で、
Ｃ：０．０３％以上０．３％以下、ＳｉとＡｌの一方ま
たは双方を合計で０．５％以上３．０％以下、必要に応
じてＭｎ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｃｕ，Ｍｏの１種または２種以
上を合計で０．５％以上３．５％以下含み、残部がＦｅ
を主成分とする高強度鋼板であるか、この高強度鋼板に
更に必要に応じて、Ｎｂ，Ｔｉ，Ｖ，Ｐ，Ｂ，Ｃａまた
はＲＥＭの１種または２種以上を、Ｎｂ，Ｔｉ，Ｖにお
いては、それらの１種または２種以上を合計で０．３％
以下、Ｐにおいては０．３％以下、Ｂにおいては０．０
１％以下、Ｃａにおいては０．０００５％以上０．０１
％以下、ＲＥＭ：０．００５以上０．０５％以下を含有
し、残部がＦｅを主成分とする高い動的変形抵抗を有す
る高強度鋼板である。これらの化学成分とその含有量
（何れも重量％）について詳述する。

【００２８】Ｃ：Ｃは、オーステナイトを室温で安定化
させて残留させるために必要なオーステナイトの安定化
に貢献する最も安価な元素であるために、本発明におい
て最も重要な元素と言える。鋼材の平均Ｃ量は、室温で
確保できる残留オーステナイト体積分率に影響を及ぼす
のみならず、製造の加工熱処理中に未変態オーステナイ
ト中に濃化することで、残留オーステナイトの加工に対
する安定性を向上させることができる。しかしながら、
この添加量が０．０３％未満の場合には、最終的に残留
オーステナイト体積分率を３％以上を確保することがで
きないので０．０３％を下限とした。一方、鋼材の平均
Ｃ量が増加するに従って確保可能な残留オーステナイト
体積分率は増加し、残留オーステナイト体積分率を確保
しつつ残留オーステナイトの安定性を確保することが可
能となる。しかしながら、鋼材のＣ添加量が過大になる
と、必要以上に鋼材の強度を上昇させ、プレス加工等の
成形性を阻害するのみならず、静的な強度上昇に比して
動的な応力上昇が阻害されると共に、溶接性を劣化させ
ることによって部品としての鋼材の利用が制限されるよ
うになるためにＣ量の上限を０．３％とした。

【００２９】Ｓｉ、Ａｌ：Ｓｉ、Ａｌは共にフェライト
の安定化元素であり、フェライト体積分率を増加させる
ことによって鋼材の加工性を向上させる働きがある。ま
た、Ｓｉ、Ａｌ共にセメンタイトの生成を抑制し、効果
的にオーステナイト中へＣを濃化させることを可能とす
ることから、室温で適当な体積分率のオーステナイトを
残留させるためには不可欠な添加元素である。このよう
なセメンタイト生成抑制機能を持つ添加元素としては、
Ｓｉ、Ａｌ以外にＰやＣｕ、Ｃｒ、Ｍｏ等が挙げられ、
このような元素を適切に添加することも同様な効果が期
待される。しかしながら、ＳｉとＡｌの１種もしくは双
方の合計が０．５％未満の場合には、セメンタイト生成
抑制の効果が十分でなく、オーステナイトの安定化に最
も効果的な添加されたＣの多くが炭化物の形で浪費さ
れ、本発明に必要な残留オーステナイト体積分率を確保
することができないか、もしくは残留オーステナイトの
確保に必要な製造条件が大量生産工程の条件に適しない
ため下限を０．５％とした。また、ＳｉとＡｌの１種も
しくは双方の合計が３．０％を超える場合には、母相で
あるフェライトもしくはベイナイトの硬質化や脆化を招
き、歪み速度上昇による変形抵抗の増加を阻害するばか
りでなく、鋼材の加工性の低下、靱性の低下、更には鋼
材コストの上昇を招き、また、化成処理等の表面処理特
性が著しく劣化するために３．０％を上限とした。ま
た、特に優れた表面性状が要求される場合には、Ｓｉ≦
０．１％とすることによりＳｉスケールを回避するか、
逆にＳｉ≧１．０％とすることによりＳｉスケールを全
面に発生させて目立たせなくすることも考えられる。

【００３０】Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｍｏ：Ｍｎ、Ｎ
ｉ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｍｏは全てオーステナイト安定化元素
であり、室温でオーステナイトを安定化させるためには
有効な元素である。特に、溶接性の観点からＣの添加量
が制限される場合には、このようなオーステナイト安定
化元素を適量添加することによって効果的にオーステナ
イトを残留させることが可能となる。また、これらの元
素はＡｌやＳｉほどではないがセメンタイトの生成を抑
制する効果があり、オーステナイトへのＣの濃化を助け
る働きもする。更に、これらの元素は、Ａｌ、Ｓｉと共
にマトリックスであるフェライトやベイナイトを固溶強
化させることによって、高速での動的変形抵抗を高める
働きも持つ。しかし、これらの元素の１種または２種以
上の添加の合計が０．５％未満の場合には、必要な残留
オーステナイトの確保ができなくなると共に、鋼材の強
度が低くなり、有効な車体軽量化が達成できなくなるこ
とから、下限を０．５％とした。一方、これらの合計が
３．５％を超える場合には、母相であるフェライトもし
くはベイナイトの硬質化を招き、歪み速度上昇による変
形抵抗の増加を阻害するばかりでなく、鋼材の加工性の
低下、靱性の低下、更には鋼材コストの上昇を招くため
に上限を３．５％とした。

【００３１】必要に応じて添加されるＮｂ，Ｔｉ、Ｖ
は、炭化物、窒化物、もしくは炭窒化物を形成すること
によって鋼材を高強度化することができるが、その合計
が０．３％を超える場合には母相であるフェライトやベ
イナイト粒内もしくは粒界に多量の炭化物、窒化物、も
しくは炭窒化物として析出し、高速変形時の可動転位発
生源となって高い動的変形抵抗を得ることができなくな
る。また、炭化物の生成は、本発明にとって最も重要な
残留オーステナイト中へのＣの濃化を阻害し、Ｃを浪費
することから上限を０．３％とした。

【００３２】また、必要に応じてＢ或いはＰが添加され
る。Ｂは、粒界の強化や鋼材の高強度化に有効である
が、その添加量が０．０１％を超えるとその効果が飽和
すると共に必要以上に鋼板強度を上昇させ、高速変形時
の変形抵抗の上昇を阻害すると共に、部品への加工性も
低下させることになるので、その上限を０．０１％とし
た。また、Ｐは、鋼材の高強度化や残留オーステナイト
の確保に有効であるが、０．２％を超えて添加された場
合には鋼材コストの上昇を招くばかりでなく、主相であ
るフェライト、ベイナイトの変形抵抗を必要以上に高
め、高速変形時の変形抵抗の上昇を阻害したり、耐置き
割れ性の劣化や疲労特性、靱性の劣化を招くことから
０．２％を上限とした。なお、二次加工性、靱性、スポ
ット溶接性、リサイクル性の劣化防止の観点から０．０
２％以下とすることが望ましい。また、不可避的不純物
として含まれるＳについては、硫化物系介在物による成
形性（特に穴拡げ比）、スポット溶接性の劣化防止の観
点から０．０１％以下とすることが望ましい。

【００３３】更に、Ｃａは、硫化物系介在物の形態制御
（球状化）により、成形性（特に穴拡げ比）を向上させ
るために０．０００５％以上添加するが、その効果の飽
和、前記介在物増加による逆の効果（穴拡げ比劣化）の
点から上限を０．０１％とした。また、ＲＥＭもＣａと
同様の効果があるためその添加量を０．００５％〜０．
０５％とした。

【００３４】次に、本発明による高強度鋼板を得るため
の製造方法について熱延鋼板および冷延鋼板のそれぞれ
の製造方法を詳述する。本発明における高い動的変形抵
抗を有する高強度熱延鋼板および冷延鋼板とも、その製
造方法としては、前述した成分組成を有する連続鋳造ス
ラブを、鋳造ままで熱間圧延工程へ直送し、もしくは一
旦冷却した後に再度加熱した後、熱間圧延を行う。この
熱延においては、通常の連続鋳造に加え、薄肉連続鋳造
および熱延連続化技術（エンドレス圧延）の適用も可能
であるが、フェライト体積分率の低下、薄鋼板ミクロ組
織の平均結晶粒径の粗大化を考慮すると仕上げ熱延入側
における鋼片厚（初期鋼片厚）は２５ｍｍ以上とするこ
とが好ましい。また、この熱間圧延においては、最終パ
ス圧延速度は上記の問題から５００ｍｐｍ以上、好まし
くは６００ｍｐｍ以上で熱延を行うことが好ましい。

【００３５】特に、高強度熱延鋼板の製造において、上
記熱間圧延における仕上げ温度は、鋼材の化学成分によ
って決まるＡｒ₃ −５０℃〜Ａｒ₃ ＋１２０℃の温度範
囲で行うことが好ましい。Ａｒ₃ −５０℃未満では加工
フェライトが生成し、σｄ−σｓ、σｄｙｎ−σｓｔ、
５〜１０％の加工硬化能、成形性を劣化させる。Ａｒ ₃
＋１２０℃超では鋼板ミクロ組織の粗大化等からσｄ−
σｓ、σｄｙｎ−σｓｔ、５〜１０％の加工硬化能等を
劣化させると共にスケール疵の観点から好ましくない。
前述のようにして熱間圧延された鋼板は巻き取り工程に
入るが、その前にランアウトテーブル上で冷却される。
この際の平均冷却速度は５℃／ｓｅｃ以上である。冷却
速度については残留オーステナイト占積率の確保の観点
から決定される。なお、この冷却方法は一定の冷却速度
で行っても、途中で低冷却速度の領域を含むような複数
種類の冷却速度の組み合わせであってもよい。

【００３６】次に、熱間圧延された鋼板は巻き取り工程
に入り、５００℃以下の巻き取り温度で巻き取られる。
この巻き取り温度が５００℃を超えると残留オーステナ
イト体積分率の低下が起こる。なお、後述するように更
に冷延し、焼鈍に付される冷延鋼板の使用に供される材
料については特に巻き取り温度の制限はなく通常の巻き
取り条件で差し支えない。

【００３７】特に、本発明においては熱延工程における
仕上げ温度、仕上げ入側温度および巻き取り温度との間
には相関関係があることを見いだした。すなわち、図７
および図８に示すように前記仕上げ温度、仕上げ入側温
度と巻き取り温度との間には一義的に決まる特定の条件
がある。すまわち、熱延の仕上げ温度がＡｒ₃ −５０℃
〜Ａｒ₃ ＋１２０℃の温度範囲において、メタラジーパ
ラメーター：Ａが、（１）式および（２）式を満たすよ
うな熱間圧延を行う。ただし、前記メタラジーパラメー
ター：Ａとは以下のように表わすことができる。

【００３８】Ａ＝ε^* × ｅｘｐ｛（75282 −42745 ×
C_eq) ／〔1.978 × (FT + 273) 〕｝ ただし、ＦＴ ：仕上げ温度（℃） Ｃｅｑ：炭素当量＝Ｃ ＋ Ｍｎ_eq／６（％） Ｍｎ_eq：マンガン当量＝Ｍｎ＋（Ｎｉ＋Ｃｒ＋Ｃｕ＋Ｍ
ｏ）／２（％） ε^* ：最終パス歪み速度（ｓ^-1）

【００３９】

【数１】

【００４０】ｈ₁ ：最終パス入側板厚 ｈ₂ ：最終パス出側板厚 ｒ ：（ｈ₁ −ｈ₂ ）／ｈ₁ Ｒ ：ロール径 ｖ ：最終パス出側速度 ΔＴ： 仕上げ温度（仕上最終パス出側温度）−仕上げ
入側温度（仕上げ第一パス入側温度） Ａｒ₃ ：９０１−３２５Ｃ％＋３３Ｓｉ％−９２Ｍｎ_eq その後、ランアウトテーブルにおける平均冷却速度を５
℃／秒以上とし、更に前記メタラジーパラメーター：Ａ
と巻き取り温度（ＣＴ）との関係が（３）式を満たすよ
うな条件で巻き取ることが好ましい。

【００４１】 ９≦ｌｏｇＡ≦１８ ……………… （１） ΔＴ≦２１×ｌｏｇＡ−１７８ ……………… （２） ６×ｌｏｇＡ＋３１２≦ＣＴ≦６×ｌｏｇＡ＋３９２ ……………… （３） 上記（１）式において、ｌｏｇＡが９未満では残留γの
生成、ミクロ組織微細化の観点から不十分となり、σｄ
−σｓ，σｄｙｎ−σｓｔ、５〜１０％の加工硬化能等
を劣化させる。

【００４２】また、ｌｏｇＡが１８超ではそれを達成す
るための設備が過大となる。（２）式を満たさない場合
には残留γが過度に不安定となり、残留γが硬いマルテ
ンサイトに低歪領域で変態してしまい、成形性やσｄ−
σｓ，σｄｙｎ−σｓｔ、５〜１０％の加工硬化能等を
劣化させる。なお、（２）式に示したようにΔＴの上限
はｌｏｇＡの増大により緩和される。

【００４３】巻取り温度が（３）式の上限を満たさない
と、残留γ量の減少を招く等の悪影響がでる。また、
（３）式の下限を満たさないと、残留γが過度に不安定
となり、残留γが硬いマルテンサイトに低歪領域で変態
してしまい、成形性やσｄ−σｓ、σｄｙｎ−σｓｔ、
５〜１０％の加工硬化能等を劣化させる。なお、巻取り
温度の上下限はｌｏｇＡの増大により緩和される。

【００４４】次に、本発明による冷延鋼板は、熱延、巻
き取り後の各工程を経た鋼板を、圧下率４０％以上で冷
間圧延に付され、次いで前記冷間圧延を経た鋼板は焼鈍
に付される。この焼鈍は、図９に示すような焼鈍サイク
ルを有する連続焼鈍が最適であり、この連続焼鈍工程で
焼鈍して最終的な製品とする際に、０．１×（Ａｃ₃−
Ａｃ₁ ）＋Ａｃ₁ ℃以上Ａｃ₃ ＋５０℃以下の温度で１
０秒〜３分焼鈍した後に、１〜１０℃／秒の一次冷却速
度で５５０〜７２０℃の範囲の一次冷却停止温度まで冷
却し、引き続いて１０〜２００℃／秒の二次冷却速度で
２００〜４５０℃の二次冷却停止温度まで冷却した後、
２００〜５００℃の温度範囲で１５秒〜２０分保持し、
室温まで冷却する。前記焼鈍温度は、鋼材の化学成分に
よって決まる温度Ａｃ₁ およびＡｃ₃ 温度（例えば、
「鉄鋼材料学」：W. C. Leslie著、丸善．p 273.）で表
される０．１×（Ａｃ₃ −Ａｃ₁ ）＋Ａｃ₁ ℃未満の場
合には、焼鈍温度で得られるオーステナイト量が少ない
ので、最終的な鋼板中に安定して残留オーステナイトを
残すことが出来ないため０．１×（Ａｃ₃ −Ａｃ₁ ）＋
Ａｃ₁ ℃を下限とした。また、焼鈍温度がＡｃ₃ ＋５０
℃を超えても何ら鋼板の特性を改善できず、しかもコス
ト上昇を招くために焼鈍温度の上限をＡｃ₃ ＋５０℃と
した。この温度での焼鈍時間は、鋼板の温度均一化とオ
ーステナイト量の確保のために最低１０秒以上必要であ
るが、３分を超えると前記効果が飽和し、コスト上昇の
原因となる。

【００４５】前記一次冷却は、オーステナイトからフェ
ライトへの変態を促し未変態のオーステナイト中にＣを
濃化させてオーステナイトの安定化を図るために重要で
ある。この冷却速度が１℃／秒未満にすると、長大な生
産ラインが必要になること、生産性が悪化する等の点か
ら１℃／秒が下限となる。一方、冷却速度が１０℃／秒
超になるとフェライト変態が十分起こらず、最終的な鋼
板中の残留オーステナイト確保が困難になるため１０℃
／秒を上限とした。この一次冷却が５５０℃未満まで行
なわれると、冷却中にパーライトが生成し、オーステナ
イト安定化元素であるＣの浪費が起こり、最終的に十分
な量の残留オーステナイトが得られなくなる。また、前
記冷却が７２０℃超までしか行われなかった場合にはフ
ェライト変態の進行が十分でなくなる。

【００４６】引き続き行われる二次冷却の急速冷却は、
冷却中にパーライト変態や鉄炭化物の析出が起こらない
ような冷却速度として最低１０℃／秒以上が必要になる
が、２００℃／秒超にすると設備能力上困難となる。ま
た、この二次冷却の冷却停止温度が２００℃未満の場合
には、冷却前に残っていたオーステナイトのほぼ全てが
マルテンサイトに変態して最終的に残留オーステナイト
を確保できなくなる。また、この冷却停止温度が４５０
℃超になると最終的に得られるσｄ−σｓ、σｄｙｎ−
σｓｔが低下する。

【００４７】鋼板中に残留しているオーステナイトを室
温で安定化させるためには、その一部をベイナイトに変
態させることでオーステナイト中の炭素濃度を更に高め
ることが好ましい。二次冷却停止温度がベイナイト変態
処理のために保持される温度より低温である場合には保
持温度まで加熱される。この時の加熱速度は５℃／秒〜
５０℃／秒の範囲であれば鋼板の最終的な特性を劣化さ
せることはない。また、逆に二次冷却停止温度がベイナ
イト処理温度よりも高温の場合は、ベイナイト処理温度
まで５℃／秒〜２００℃／秒の冷却速度で強制的に冷却
しても、予め目標温度が設定された加熱ゾーンに直接搬
送されても、鋼板の最終的な特性を劣化させることはな
い。一方、鋼板が２００℃未満で保持された場合にも、
また５００℃超に保持された場合にも、十分な量の残留
オーステナイトを確保できないことから、保持温度の範
囲を２００℃〜５００℃とした。この時、２００℃〜５
００℃の保持が１５秒未満ではベイナイト変態の進行が
十分でないことから最終的に必要な量の残留オーステナ
イトを得ることができず、また２０分超ではベイナイト
変態後に鉄炭化物の析出やパーライト変態が起こり、残
留オーステナイト生成に不可欠なＣを浪費してしまい、
必要な量の残留オーステナイトを得ることができなくな
るために、保持時間を１５秒〜２０分の範囲とした。ベ
イナイト変態を促進させるために行う２００℃〜５００
℃の保持は、等温での保持であっても、または、この温
度範囲であれば意識的な温度変化を与えても最終的な鋼
板の特性を劣化させることはない。

【００４８】更に、本発明における焼鈍後の好ましい冷
却条件としては、０．１×（Ａｃ₃−Ａｃ₁ ）＋Ａｃ₁
℃以上Ａｃ₃ ＋５０℃以下の温度で１０秒〜３分焼鈍し
た後に、１〜１０℃／秒の一次冷却速度で５５０〜７２
０℃の範囲の二次冷却開始温度Ｔｑまで冷却し、引き続
いて１０〜２００℃／秒の二次冷却速度で成分と焼鈍温
度Ｔｏで決まる温度Ｔｅｍ以上、５００℃以下の二次冷
却数量温度Ｔｅまで冷却した後、Ｔｅ−５０℃以上５０
０℃以下の温度Ｔｏａで１５秒〜２０分保持し、室温ま
で冷却する方法である。これは、図１０に示すような連
続焼鈍サイクルにおける急冷終点温度Ｔｅを成分と焼鈍
温度Ｔｏとの関数として表し、ある限界値以上で冷却す
る方法であり、更に過時効温度Ｔｏａの範囲を前記急冷
終点温度Ｔｅとの関係で規定したものである。

【００４９】ここで、Ｔｅｍとは、急冷開始時点Ｔｑで
残留しているオーステナイトのマルテンサイト変態開始
温度である。すなわち、Ｔｅｍは、オーステナイト中の
Ｃ濃度の影響を除外した値（Ｔ１）とＣ濃度の影響を示
す値（Ｔ２）の差：Ｔｅｍ＝Ｔ１−Ｔ２である。ここ
で、Ｔ１とは、Ｃ以外の固溶元素濃度によって計算され
る温度であり、また、Ｔ２は鋼板の成分で決まるＡｃ₁
とＡｃ₃ および焼鈍温度Ｔｏによって決まるＴｑでの残
留オーステナイト中のＣ濃度から計算される温度であ
る。また、Ｃｅｑ^* は、前記焼鈍温度Ｔｏで残留してい
るオーステナイト中の炭素当量である。

【００５０】Ｔ１＝５６１−３３×｛Ｍｎ％＋（Ｎｉ＋
Ｃｒ＋Ｃｕ＋Ｍｏ）／２｝とＴ２との差であり、Ｔ２
は、Ａｃ₁ ＝７２３−０．７×Ｍｎ％−１６．９×Ｎｉ
％＋２９．１×Ｓｉ％＋１６．９×Ｃｒ％、および、Ａ
c₃ ＝９１０−２０３×（Ｃ％）^1/2 −１５．２×Ｎｉ
％＋４４．７×Ｓｉ％＋１０４×Ｖ％＋３１．５×Ｍｏ
％−３０×Ｍｎ％−１１×Ｃｒ％−２０×Ｃｕ％＋７０
０×Ｐ％＋４００×Ａｌ％＋４００×Ｔｉ％、と焼鈍温
度Ｔｏにより表現され、Ｃｅｑ^* ＝（Ａc₃−Ａｃ₁ ）×
Ｃ／（Ｔｏ−Ａｃ₁ ）＋（Ｍｎ＋Ｓｉ／４＋Ｎｉ／７＋
Ｃｒ＋Ｃｕ＋１．５Ｍｏ）／６が、０．６超の場合に
は、Ｔ２＝４７４×（Ａc₃−Ａｃ₁ ）×Ｃ／（Ｔｏ−Ａ
ｃ₁）、０．６以下の場合には、Ｔ２＝４７４×（Ａc₃
−Ａｃ₁ ）×Ｃ／｛３×（Ａc₃−Ａｃ₁ ）×Ｃ＋〔（Ｍ
ｎ＋Ｓｉ／４＋Ｎｉ／７＋Ｃｒ＋Ｃｕ＋１．５Ｍｏ）／
２−０．８５〕×（Ｔｏ−Ａｃ₁ ）｝、により表現され
る。

【００５１】すなわち、ＴｅがＴｅｍ未満の場合には、
必要以上に多量のマルテンサイトが生成し、十分な量の
残留オーステナイトを確保できないと同時に、σｄ−σ
ｓ、（σｄｙｎ−σｓｔ）の値を小さくすることから、
これをＴｅの下限とした。また、Ｔｅが５００℃以上で
はパーライトもしくは鉄炭化物が生成し、残留オーステ
ナイト生成に不可欠なＣを浪費してしまい、必要な量の
残留オーステナイトが得られなくなる。また、Ｔｏａが
Ｔｅ−５０℃未満の場合には、付加的な冷却設備が必要
であったり、連続焼鈍炉の炉温と鋼板の温度差に起因し
た材質のバラツキが大きくなることから、この温度を下
限とした。更に、Ｔｏａが５００℃以上では、パーライ
トもしくは鉄炭化物が生成し、残留オーステナイト生成
に不可欠なＣを浪費してしまい、必要な量の残留オース
テナイトが得られなくなる。また、Ｔｏａでの保持が１
５秒未満ではベイナイト変態の進行が十分でなく、最終
的に得られる残留オーステナイトの量および性質が本発
明の目的に合致しなくなる。

【００５２】以上述べたような鋼板組成と製造方法を採
用することにより、鋼板のミクロ組織がフェライトおよ
び／またはベイナイトを含み、このいずれかを主相と
し、体積分率で３〜５０％の残留オーステナイトを含む
第３相との複合組織であり、かつ相当歪みで０％超１０
％以下の予変形を与えた後、５×１０^-4〜５×１０
^-3（１／ｓ）の歪み速度範囲で変形した時の準静的変形
強度σｓと、前記予変形を加えた後、５×１０² 〜５×
１０³ （１／ｓ）の歪み速度で変形した時の動的変形強
度σｄとの差：σｄ−σｓが６０ＭＰａ以上であり、か
つ、５×１０² 〜５×１０³ （１／ｓ）の歪み速度範囲
で変形した時の３〜１０％の相当歪み範囲における変形
応力の平均値σｄｙｎ（MPa ）と５×１０^-4〜５×１０
^-3（１／ｓ）の歪み速度範囲で変形した時の３〜１０％
の相当歪み範囲における変形応力の平均値σｓｔ（MPa
）の差が５×１０^-4〜５×１０^-3（１／ｓ）の歪み速
度範囲で測定された静的な引張り試験における最大応力
ＴＳ（MPa ）によって表現される式（σｄｙｎ−σｓ
ｔ）≧−０．２７２×ＴＳ＋３００を満足し、かつ歪み
５〜１０％の加工硬化指数が０．１３０以上を満足する
ことを特徴とする高い動的変形抵抗を有する良加工性高
強度鋼板の製造が可能となる。

【００５３】なお、本発明による良加工性高強度鋼板
は、焼鈍、調質圧延、電気メッキ等を施して所望の製品
とすることもできる。ミクロ組織は以下の方法で評価し
た。フェライト、ベイナイト及び残部組織の同定、存在
位置の観察、及び平均円相当径と占積率の測定はナイタ
ール試薬及び特開昭５９−２１９４７３に開示された試
薬により薄鋼板圧延方向断面を腐食した倍率１０００倍
の光学顕微鏡写真により行った。

【００５４】残留γの平均円相当径は特願平３−３５１
２０９で開示された試薬により圧延方向断面を腐食し、
倍率１０００倍の光学顕微鏡写真より求めた。また、同
写真によりその存在位置を観察した。残留γ体積分率
（Ｖγ：単位は％）はＭｏ−Ｋα線によるＸ線解析で次
式に従い、算出した。

【００５５】Ｖγ＝（２／３）｛１００／（０．７×α
（２１１）／γ（２２０）＋１）｝＋（１／３）｛１０
０／（０．７８×α（２１１）／γ（３１１）＋１）｝ 但し、α（２１１）、γ（２２０）、α（２１１）、γ
（３１１）は面強度を示す。残留γのＣ濃度（Ｃγ：単
位は％）はＣｕ−Ｋα線によるＸ線解析でオーステナイ
トの（２００）面、（２２０）面、（３１１）面の反射
角から格子定数（単位はオングストローム）を求め、次
式に従い、算出した。

【００５６】 Ｃγ＝（格子定数−３．５７２）／０．０３３ 特性評価は以下の方法で実施した。引張試験はＪＩＳ５
号（標点距離５０ｍｍ、平行部幅２５ｍｍ）を用い歪み
速度０．００１／ｓで実施し、引張強さ（ＴＳ）、全伸
び（Ｔ．Ｅｌ）、加工硬化指数（歪５％〜１０％のｎ
値）を求め、ＴＳ×Ｔ．Ｅｌを計算した。

【００５７】伸びフランジ性は２０ｍｍの打ち抜き穴を
バリのない面から３０度円錐ポンチで押し拡げ、クラッ
クが板厚を貫通した時点での穴径（ｄ）と初期穴径（ｄ
ｏ、２０ｍｍ）との穴拡げ比（ｄ／ｄｏ）を求めた。ス
ポット溶接性は鋼板板厚の平方根の５倍の先端径を有す
る電極によりチリ発生電流の０．９倍の電流で接合した
スポット溶接試験片をたがねで破断させた時にいわゆる
剥離破断を生じたら不適とした。

【００５８】

【実施例】次に本発明を実施例に基づいて説明する。 ＜実施例１＞表１に示す１５種類の鋼材を１０５０〜１
２５０℃に加熱し、表２に示す製造条件にて、熱間圧
延、冷却、巻取を行い、熱延鋼板を製造した。本発明に
よる成分条件と製造条件を満足する鋼板は、表３に示す
ように残留オーステナイト中の固溶〔Ｃ〕と鋼材の平均
Ｍｎｅｑで決まるＭ値が−１４０以上７０未満である初
期残留オーステナイトを３％以上５０％以下、予変形後
の残留オーステナイトを２．５％以上含有しており、さ
らに残留オーステナイトの初期体積分率と１０％予変形
後体積分率の比で０．３以上という適度な安定性を有し
ている。本発明による成分条件と製造条件とミクロ組織
を満足する鋼板は、表４に示すように何れもσｄ−σｓ
≧６０、σｄｙｎ−σｓｔ≧−０．２７２×ＴＳ＋３０
０、５〜１０％の加工硬化指数≧０．１３０、ＴＳ×
Ｔ．Ｅｌ≧２００００という優れた耐衝突安全性と成形
性を示すとともにスポット溶接性をも兼備していること
が明らかである。

【００５９】

【表１】

【００６０】

【表２】

【００６１】

【表３】

【００６２】

【表４】

【００６３】＜実施例２＞表５に示す２５種類の鋼材を
Ａｒ３以上で熱延を完了し冷却後巻き取り、酸洗後冷延
した。その後、各鋼の成分からＡｃ１，Ａｃ３の各温度
を求め、表６に示すような焼鈍条件で加熱、冷却、保持
を行い、その後室温まで冷却した。本発明による製造条
件と成分条件を満足する各鋼板は、表７および表８に示
すように、残留オーステナイト中の固溶〔Ｃ〕と鋼材の
平均Ｍｎｅｑで決まるＭ値が−１４０以上７０未満で、
何れも歪み５〜１０％の加工硬化指数が０．１３以上、
予加工後の残留オーステナイト体積分率が２．５％以上
で、Ｖ（１０）／Ｖ（０）が０．３以上、最大応力×全
伸びが２０，０００以上であり、（σｄ−σｓ）≧６０
と（σｄｙｎ−σｓｔ）≧−０．２７２×ＴＳ＋３００
を同時に満足するという優れた耐衝突安全性と成形性を
示すことが明らかである。

【００６４】

【表５】

【００６５】

【表６】

【００６６】

【表７】

【００６７】

【表８】

【００６８】

【発明の効果】上述したように、本発明は従来にない優
れた耐衝突安全性および成形性を兼ね備えた自動車用高
強度熱延鋼板および冷延鋼板を低コストで、しかも安定
的に提供することが可能になり、高強度鋼板の使用用途
および使用条件が格段に拡大されるものである。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明における部材吸収エネルギーとＴＳの関
係を示す図。

【図２】図１における部材吸収エネルギー測定用の成形
部材を示す図。

【図３】鋼板の歪み５〜１０％の加工硬化指数と動的エ
ネルギー吸収量（Ｊ）との関係を示す図。

【図４】ａは、図３における動的エネルギー吸収量測定
用の衝撃圧壊試験に用いた部品（ハットモデル）の概観
図、ｂは、ａに用いた試験片の断面図、ｃは、衝撃圧壊
試験方法の模式図。

【図５】本発明における衝突時の衝撃エネルギー吸収能
の指標である、５×１０² 〜５×１０³ （１／ｓ）の歪
み速度範囲で変形した時の３〜１０％の相当歪み範囲に
おける変形応力の平均値σｄｙｎと、５×１０^-4〜５×
１０^-3（１／ｓ）の歪み速度範囲で変形した時の３〜１
０％の相当歪み範囲における変形応力の平均値σｓｔの
差（σｄｙｎ−σｓｔ）とＴＳとの関係を示す図。

【図６】歪み５〜１０％の加工硬化指数と引張強さ（Ｔ
Ｓ）×全伸び（Ｔ・Ｅｌ）との関係を示す図。

【図７】本発明における熱延工程におけるΔＴとメタラ
ジーパラメーターＡとの関係を示す図。

【図８】本発明における熱延工程における巻き取り温度
とメタラジーパラメーターＡとの関係を示す図。

【図９】本発明における連続焼鈍工程における焼鈍サイ
クルを示す模式図。

【図１０】本発明における連続焼鈍工程における二次冷
却停止温度（Ｔｅ）とその後の保持温度（Ｔｏａ）との
関係を示す図。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.⁷ 識別記号 ＦＩ Ｃ２１Ｄ 9/46 Ｃ２１Ｄ 9/46 Ｔ Ｃ２２Ｃ 38/58 Ｃ２２Ｃ 38/58 (58)調査した分野(Int.Cl.⁷，ＤＢ名) C22C 38/00 - 38/60 C21D 8/02 C21D 9/46

Claims (14)

(57)【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 最終的に得られる鋼板のミクロ組織がフ
   ェライトおよび／またはベイナイトを含み、このいずれ
   かを主相とし、体積分率で３〜５０％の残留オーステナ
   イトを含む第３相との複合組織であり、かつ０％超１０
   ％以下の相当歪みの変形を予め与えた後、５×１０^-４
   〜５×１０^-３（１／ｓ）の歪み速度範囲で変形した時
   の準静的変形強度σｓと、前記相当歪みの変形を加えた
   後、５×１０²〜５×１０^３（１／ｓ）の歪み速度で変
   形した時の動的変形強度σｄとの差：σｄ−σｓが６０
   ＭＰａ以上を満足し、かつ歪み５〜１０％の加工硬化指
   数が０．１３０以上を満足することを特徴とする高い動
   的変形抵抗を有する良加工性高強度鋼板。
2. 【請求項２】 最終的に得られる鋼板のミクロ組織がフ
   ェライトおよび／またはベイナイトを含み、このいずれ
   かを主相とし、体積分率で３〜５０％の残留オーステナ
   イトを含む第３相との複合組織であり、かつ０％超１０
   ％以下の相当歪みの変形を予め与えた後、５×１０^−４
   〜５×１０^−３（１／ｓ）の歪み速度範囲で変形した時
   の準静的変形強度σｓと、前記相当歪みの変形を加えた
   後、５×１０²〜５×１０^３（１／ｓ）の歪み速度で変
   形した時の動的変形強度σｄとの差：σｄ−σｓが６０
   ＭＰａ以上であり、かつ、５×１０²〜５×１０^３（１
   ／ｓ）の歪み速度範囲で変形した時の３〜１０％の相当
   歪み範囲における変形応力の平均値σｄｙｎ（MPa）と
   ５×１０^-４〜５×１０^-３（１／ｓ）の歪み速度範囲で
   変形した時の３〜１０％の相当歪み範囲における変形応
   力の平均値σｓｔ（MPa）の差が５×１０^−４〜５×１
   ０^-３（１／ｓ）の歪み速度範囲で測定された静的な引
   張り試験における最大応力ＴＳ（MPa）によって表現さ
   れる式（σｄｙｎ−σｓｔ）≧−０．２７２×ＴＳ＋３
   ００を満足し、かつ歪み５〜１０％の加工硬化指数が
   ０．１３０以上を満足するすることを特徴とする高い動
   的変形抵抗を有する良加工性高強度鋼板。
3. 【請求項３】 最終的に得られる鋼板のミクロ組織がフ
   ェライトおよび／またはベイナイトを含み、このいずれ
   かを主相とし、体積分率で３〜５０％の残留オーステナ
   イトを含む第３相との複合組織であり、かつ０％超１０
   ％以下の相当歪みの変形を予め与えた後、５×１０^-４
   〜５×１０^-３（１／ｓ）の歪み速度範囲で変形した時
   の準静的変形強度σｓと、前記相当歪みの変形を加えた
   後、５×１０²〜５×１０^３（１／ｓ）の歪み速度で変
   形した時の動的変形強度σｄとの差：σｄ−σｓが６０
   ＭＰａ以上であり、かつ、５×１０²〜５×１０^３（１
   ／ｓ）の歪み速度範囲で変形した時の３〜１０％の相当
   歪み範囲における変形応力の平均値σｄｙｎ（MPa）と
   ５×１０^-4〜５×１０^-３（１／ｓ）の歪み速度範囲で
   変形した時の３〜１０％の相当歪み範囲における変形応
   力の平均値σｓｔ（MPa）の差が５×１０^-4〜５×１０
   ^-３（１／ｓ）の歪み速度範囲で測定された静的な引張
   り試験における最大応力ＴＳ（MPa）によって表現され
   る式（σｄｙｎ−σｓｔ）≧−０．２７２×ＴＳ＋３０
   ０を満足し、更に前記残留オーステナイト中の固溶
   〔Ｃ〕と、鋼材の平均Ｍｎ等量｛Ｍｎ eq ＝Ｍｎ＋（Ｎ
   ｉ＋Ｃｒ＋Ｃｕ＋Ｍｏ）／２｝よって決まる値（Ｍ）
   が、Ｍ＝６７８−４２８×〔Ｃ〕−３３Ｍｎ eq が−１
   ４０以上７０未満を満足し、かつ、０％超１０％以下の
   相当歪みの変形を予め与えた後の鋼材の残留オーステナ
   イト体積分率が２．５％以上であり、かつ、残留オース
   テナイトの初期体積分率Ｖ（０）と、０％超１０％以下
   の相当歪みの変形を加えた時の残留オーステナイトの体
   積分率Ｖ（１０）との比、Ｖ（１０）／Ｖ（０）が０．
   ３以上を満足し、かつ歪み５〜１０％の加工硬化指数が
   ０．１３０以上を満足することを特徴とする高い動的変
   形抵抗を有する良加工性高強度鋼板。
4. 【請求項４】 前記残留オーステナイトの平均結晶粒径
   が５μｍ以下であり、かつ前記残留オーステナイトの平
   均結晶粒径と、主相であるフェライトもしくはベイナイ
   トの平均結晶粒径の比が、０．６以下で、主相の平均粒
   径が１０μｍ以下、好ましくは６μｍ以下であることを
   特徴とする請求項１〜３の何れかの項に記載の高い動的
   変形抵抗を有する良加工性高強度鋼板。
5. 【請求項５】 前記フェライトの占積率が４０％以上で
   あることを特徴とする請求項１〜４の何れかの項に記載
   の高い動的変形抵抗を有する良加工性高強度鋼板。
6. 【請求項６】 前記引張強さ×全伸びの値が２０，００
   ０以上であることを特徴とする請求項１〜５の何れかの
   項に記載の高い動的変形抵抗を有する良加工性高強度鋼
   板。
7. 【請求項７】 前記鋼板が、重量％で、Ｃ：０．０３％
   以上０．３％以下、ＳｉとＡｌの一方または双方を合計
   で０．５％以上３．０％以下含み、残部がＦｅを主成分
   とすることを特徴とする請求項１〜６の何れかの項に記
   載の高い動的変形抵抗を有する良加工性高強度鋼板。
8. 【請求項８】 前記鋼板が、更に重量％で、Ｍｎ，Ｎ
   ｉ，Ｃｒ，Ｃｕ，Ｍｏの１種または２種以上を合計で
   ０．５％以上３．５％以下含むことを特徴とする請求項
   １〜７の何れかの項に記載の高い動的変形抵抗を有する
   良加工性高強度鋼板。
9. 【請求項９】 前記鋼板が、更に重量％で、Ｎｂ，Ｔ
   ｉ，Ｖ，ＰまたはＢの１種または２種以上を、Ｎｂ，Ｔ
   ｉ，Ｖにおいては、それらの１種または２種以上を合計
   で０．３％以下、Ｐにおいては０．３％以下、Ｂにおい
   ては０．０１％以下を含有することを特徴とする請求項
   １〜８の何れかの項に記載の高い動的変形抵抗を有する
   良加工性高強度鋼板。
10. 【請求項１０】 前記鋼板が、更に重量％で、Ｃａ：
    ０．０００５％以上０．０１％以下、ＲＥＭ：０．００
    ５以上０．０５％以下を含有することを特徴とする請求
    項１〜９の何れかの項に記載の高い動的変形抵抗を有す
    る良加工性高強度鋼板。
11. 【請求項１１】 請求項７〜１０の何れか１項に記載の
    成分からなる連続鋳造スラブを、鋳造ままで熱延工程へ
    直送し、もしくは一旦冷却した後に再度加熱した後、熱
    延し、Ａｒ_３−５０℃〜Ａｒ_３＋１２０℃の温度の仕上
    げ温度で熱延を終了し、熱延に引き続く冷却過程での平
    均冷却速度を５℃／秒以上で冷却後、５００℃以下の温
    度で巻き取ることを特徴とする熱延鋼板のミクロ組織が
    フェライトおよび／またはベイナイトを含み、このいず
    れかを主相とし、体積分率で３〜５０％の残留オーステ
    ナイトを含む第３相との複合組織であり、かつ０％超１
    ０％以下の相当歪みの変形を予め与えた後、５×１０
    ^-４〜５×１０^-３（１／ｓ）の歪み速度範囲で変形した
    時の準静的変形強度σｓと、前記相当歪みの変形を加え
    た後、５×１０²〜５×１０^３（１／ｓ）の歪み速度で
    変形した時の動的変形強度σｄとの差：σｄ−σｓが６
    ０ＭＰａ以上であり、かつ、５×１０²〜５×１０
    ^３（１／ｓ）の歪み速度範囲で変形した時の３〜１０％
    の相当歪み範囲における変形応力の平均値σｄｙｎ（MP
    a）と５×１０^-４〜５×１０^-３（１／ｓ）の歪み速度
    範囲で変形した時の３〜１０％の相当歪み範囲における
    変形応力の平均値σｓｔ（MPa）の差が５×１０^-４〜５
    ×１０^-３（１／ｓ）の歪み速度範囲で測定された静的
    な引張り試験における最大応力ＴＳ（MPa）によって表
    現される式（σｄｙｎ−σｓｔ）≧−０．２７２×ＴＳ
    ＋３００を満足し、かつ歪み５〜１０％の加工硬化指数
    が０．１３０以上を満足することを特徴とする高い動的
    変形抵抗を有する良加工性高強度熱延鋼板。
12. 【請求項１２】 前記熱延の仕上げ温度がＡｒ_３−５０
    ℃〜Ａｒ_３＋１２０℃の温度範囲において、メタラジー
    パラメーター：Ａが、（１）式および（２）式を満たす
    ような熱間圧延を行い、その後、ランアウトテーブルに
    おける平均冷却速度を５℃／秒以上とし、更に前記メタ
    ラジーパラメーター：Ａと巻き取り温度（ＣＴ）との関
    係が（３）式を満たすような条件で巻き取ることを特徴
    とする請求項１１記載の高い動的変形抵抗を有する良加
    工性高強度熱延鋼板。 ９≦ｌｏｇＡ≦１８ ……………… （１） ΔＴ≦２１×ｌｏｇＡ−１７８ ……………… （２） ６×ｌｏｇＡ＋３１２≦ＣＴ≦６×ｌｏｇＡ＋３９２ ……………… （３）
13. 【請求項１３】 請求項７〜１０の何れか１項に記載の
    成分からなる連続鋳造スラブを、鋳造ままで熱延工程へ
    直送し、もしくは一旦冷却した後に再度加熱した後、熱
    延し、熱延後巻き取った熱延鋼板を酸洗後冷延し、連続
    焼鈍工程で焼鈍して最終的な製品とする際に、０．１×
    （Ａｃ₃−Ａ_ｃ1）＋Ａ_ｃ1℃以上Ａ_ｃ3＋５０℃以下の温
    度で１０秒〜３分焼鈍した後に、１〜１０℃／秒の一次
    冷却速度で５５０〜７２０℃の範囲の一次冷却停止温度
    まで冷却し、引き続いて１０〜２００℃／秒の二次冷却
    速度で２００〜４５０℃の二次冷却停止温度まで冷却し
    た後、２００〜５００℃の温度範囲で１５秒〜２０分保
    持し、室温まで冷却することを特徴とする冷延鋼板のミ
    クロ組織がフェライトおよび／またはベイナイトを含
    み、このいずれかを主相とし、体積分率で３〜５０％の
    残留オーステナイトを含む第３相との複合組織であり、
    かつ０％超１０％以下の相当歪みの変形を予め与えた
    後、５×１０^-4〜５×１０^-３（１／ｓ）の歪み速度範
    囲で変形した時の準静的変形強度σｓと、前記相当歪み
    の変形を加えた後、５×１０²〜５×１０^３（１／ｓ）
    の歪み速度で変形した時の動的変形強度σｄとの差：σ
    ｄ−σｓが６０ＭＰａ以上であり、かつ、５×１０²〜
    ５×１０^３（１／ｓ）の歪み速度範囲で変形した時の３
    〜１０％の相当歪み範囲における変形応力の平均値σｄ
    ｙｎ（MPa）と５×１０^-4〜５×１０^-３（１／ｓ）の歪
    み速度範囲で変形した時の３〜１０％の相当歪み範囲に
    おける変形応力の平均値σｓｔ（MPa）の差が５×１０
    ^-4〜５×１０^-３（１／ｓ）の歪み速度範囲で測定され
    た静的な引張り試験における最大応力ＴＳ（MPa）によ
    って表現される式（σｄｙｎ−σｓｔ）≧−０．２７２
    ×ＴＳ＋３００を満足し、かつ歪み５〜１０％の加工硬
    化指数が０．１３０以上を満足することを特徴とする高
    い動的変形抵抗を有する良加工性高強度冷延鋼板。
14. 【請求項１４】 前記連続焼鈍工程で焼鈍して最終的な
    製品とするに際し、０．１×（Ａｃ_３−Ａ_ｃ1）＋Ａ_ｃ1
    ℃以上Ａ_ｃ３＋５０℃以下の温度で１０秒〜３分焼鈍し
    た後に、１〜１０℃／秒の一次冷却速度で５５０〜７２
    ０℃の範囲の二次冷却開始温度Ｔｑまで冷却し、引き続
    いて１０〜２００℃／秒の二次冷却速度で成分と焼鈍温
    度Ｔｏで決まる温度Ｔｅｍ以上、５００℃以下の二次冷
    却停止温度Ｔｅまで冷却した後、Ｔｅ−５０℃以上５０
    ０℃以下の温度Ｔｏａで１５秒〜２０分保持し、室温ま
    で冷却することを特徴とする冷延鋼板のミクロ組織がフ
    ェライトおよび／またはベイナイトを含み、このいずれ
    かを主相とし、体積分率で３〜５０％の残留オーステナ
    イトを含む第３相との複合組織であり、０％超１０％以
    下の相当歪みの変形を予め与えた後、５×１０^-4〜５×
    １０^-３（１／ｓ）の歪み速度範囲で変形した時の準静
    的変形強度σｓと、前記相当歪みの変形を加えた後、５
    ×１０²〜５×１０^３（１／ｓ）の歪み速度で変形した
    時の動的変形強度σｄとの差：σｄ−σｓが６０ＭＰａ
    以上であり、かつ、５×１０²〜５×１０^３（１／ｓ）
    の歪み速度範囲で変形した時の３〜１０％の相当歪み範
    囲における変形応力の平均値σｄｙｎ（MPa）と５×１
    ０^-4〜５×１０^-３（１／ｓ）の歪み速度範囲で変形し
    た時の３〜１０％の相当歪み範囲における変形応力の平
    均値σｓｔ（MPa）の差が５×１０^-4〜５×１０^-３（１
    ／ｓ）の歪み速度範囲で測定された静的な引張り試験に
    おける最大応力ＴＳ（MPa）によって表現される式（σ
    ｄｙｎ−σｓｔ）≧−０．２７２×ＴＳ＋３００を満足
    し、かつ歪み５〜１０％の加工硬化指数が０．１３０以
    上を満足することを特徴とする請求項１３記載の高い動
    的変形抵抗を有する良加工性高強度冷延鋼板。