JP3619357B2 - 高い動的変形抵抗を有する高強度鋼板とその製造方法 - Google Patents
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Description
【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高強度熱延鋼板および高強度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−ＩＳＩＪ 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）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、残部がＦｅ及び不可避的不純物からな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、該残留オーステナイトの平均粒径が５μｍ以下であり、かつ相当歪みで０％超１０％以下の予変形を与えた後、５×１０２〜５×１０３（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）が予変形を与える前の５×１０−４〜５×１０−３１／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≧０．７６６×ＴＳ＋２５０を満足し、かつ歪み１〜５％の加工硬化指数が０．０８０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高強度鋼板であり、
（２）上記（１）において、更に降伏強さ×歪み１〜５％の加工硬化指数の値が４０以上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。
【０００８】
（３）また、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、該残留オーステナイトの平均粒径が５μｍ以下であり、かつ相当歪みで０％超１０％以下の予変形を与えた後、５×１０２〜５×１０３（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）が予変形を与える前の５×１０−３〜５×１０−３（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≧０．７６６×ＴＳ＋２５０を満足し、かつ、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｛Ｍｎｅｑ＝Ｍｎ＋（Ｎｉ＋Ｃｒ＋Ｃｕ＋Ｍｏ）／２｝によって決まる値（Ｍ）が、Ｍ＝６７８−４２８×〔Ｃ〕−３３Ｍｎｅｑが７０以上２５０以下であり、更に予変形を与える前の残留オーステナイト体積分率と相当歪みで５％の予変形を与えた後の残留オーステナイト体積分率の差が予変形を与える前の残留オーステナイト体積分率の３０％以上であること、歪み１〜５％の加工硬化指数が０．０８０以上であること、前記残留オーステナイトの平均結晶粒径が５μｍ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、マルテンサイトの体積分率が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％以上であること、降伏比が８５％以下、引張強さ×全伸びの値が２００００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】
（４）また、本発明の高強度鋼板は、必要に応じて重量％で、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％以下含むこと、さらに必要に応じて重量％で、Ｎｂ，Ｔｉ，Ｖ，ＰまたはＢ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％以下を含有すること、さらに必要に応じて重量％で、Ｃａ：０．０００５％以上０．０１％以下、ＲＥＭ：０．００５以上０．０５％以下を含有する高い動的変形抵抗を有する高強度鋼板である。
【００１０】
（５）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、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％以下とし、必要に応じて前記（４）の成分組成と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、Ａｒ３−５０℃〜Ａｒ３＋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、該残留オーステナイトの平均粒径が５μｍ以下であり、かつ相当歪みで０％超１０％以下の予変形を与えた後、５×１０２〜５×１０３（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）が予変形を与える前の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≧０．７６６×ＴＳ＋２５０を満足し、かつ歪み１〜５％の加工硬化指数が０．０８０以上を満足す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。
【００１１】
（６）前記（５）において、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１３記載の高い動的変形抵抗を有する高強度熱延鋼板の製造方法。
メタラジーパラメーター：Ａ＝ε＊×ｅｘｐ｛（７５２８２−４２７４５×Ｃｅｑ）／〔１．９７８×（ＦＴ＋２７３）〕｝
ただし、ＦＴ：仕上げ温度（℃）、Ｃｅｑ：炭素当量＝Ｃ＋Ｍｎｅｑ／６（％）、Ｍｎｅｑ：マンガン当量＝Ｍｎ＋（Ｎｉ＋Ｃｒ＋Ｃｕ＋Ｍｏ）／２（％）、ε＊：最終パス歪み速度＝（Ｖ／√（Ｒ×ｈ１）×（１／√ｒ）×ｌｎ｛（１／（１−ｒ））（ｓ −１ ）、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
９≦ｌｏｇＡ≦１８・・・・・・・（１）
ΔＴ≧２１×ｌｏｇＡ−１７８・・（２）
ＣＴ≦６×ｌｏｇＡ＋３１２・・・（３）
【００１２】
（７）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、、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％以下とし、必要に応じて前記（４）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×（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５５０〜７００℃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１５０〜４５０℃の二次冷却停止温度まで冷却した後、１５０〜５００℃の温度範囲で１５秒〜２０分保持し、室温まで冷却すること、さらに具体的な焼鈍後の冷却条件が、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５５０〜７２０℃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、鋼材成分と焼鈍温度Ｔｏで決まる温度：Ｔｅｍ−１００℃以上、Ｔｅｍ以下の二次冷却終了温度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、を特徴とする最終的に得られ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、かつ相当歪みで０％超１０％以下の予変形を与えた後、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）が予変形を与える前の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≧０．７６６×ＴＳ＋２５０を満足し、かつ歪み１〜５％の加工硬化指数が０．０８０以上を満足す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、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。
【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が判明した。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を見いだし、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高強度鋼板が得られることを見いだした。
【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ることも見いだした。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、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と静的な素材強度（ＴＳ）（これは、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）をいう。）との関係を示したものである。
【００１７】
フロントサイドメンバー等の衝撃吸収用部材は、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７０％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。
【００１８】
この高速変形時の３〜１０％の平均応力σｄｙｎ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（これは静的な素材強度と同義的である。）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。この関係から、０％超・１０％以下の予変形を与えた後、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）が予変形を与える前の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−ＴＳ≧−０．２３４×ＴＳ＋２５０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。なお上記関係式σｄｙｎ−ＴＳ≧−０．２３４×ＴＳ＋２５０はσｄｙｎ≧０．７６６×ＴＳ＋２５０と等価であるので、以降σｄｙｎ≧０．７６６×ＴＳ＋２５０の式を用いて説明する。
【００１９】
次に、本発明者らは、耐衝突安全性を向上させるためには、歪み１〜５％の加工硬化指数で表される予加工時の加工硬化を高めることにより衝突開始時の初期変形抵抗を増大させると共に、予変形時に変態したマルテンサイトの存在を通じて衝突変形中の加工硬化を高め、σｄｙｎを高めることが必要であることも知見した。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、図２および図３に示すように、鋼の加工硬化指数が０．０８０上、好ましくは０．１０８以上とすること、また、降伏強さ×歪み１〜５％の加工硬化指数が４０以上、好ましくは５４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。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および降伏強さ×加工硬化指数との関係でみると、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、また、降伏強度が異なれば鋼板の降伏強さ×加工硬化指数で評価することが妥当であると考える。
【００２０】
動的エネルギー吸収量は、図４ａ、図４ｂおよび図４ｃに示したような衝撃圧壊試験法により次のようにして求めた。図４ｂに示すように鋼板を試験片形状（コーナーＲ＝５ｍｍ）に成形し、先端径５．５ｍｍの電極によりチリ発生電流の０．９倍の電流で３５ｍｍピッチでスポット溶接３をし、図４ａに示すように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、ショック・アブソーバー６を設けた架台５の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。
【００２１】
鋼板の歪み１〜５％の加工硬化指数、降伏強さ×歪み１〜５％の加工硬化指数は次のようにして求めた。すなわち、鋼板をＪＩＳ−５号試験片（標点距離５０ｍｍ、平行部幅２５ｍｍ）に加工し、歪速度０．００１／Ｓで引張試験し、降伏強さと加工硬化指数（歪み１〜５％のｎ値）を求めた。
以下に本発明における鋼材のミクロ組織について説明する。
【００２２】
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、くびれ抑制硬化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。
【００２３】
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特性の向上作用が局所的に止まるので好ましくない。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。
【００２４】
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：σｄｙｎ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）：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、（３１１）面の積分反射強度を用いて、Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ｔｈｅ Ｉｒｏｎ ａｎｄ Ｓｔｅｅｌ Ｉｎｓｔｉｔｕｔｅ， 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＝６７８−４２８×〔Ｃ〕−３３×Ｍｎ ｅｑが７０以上２５０以下で、かつ予変形を与える前の残留オーステナイト体積分率（Ｖ０ ）と相当歪みで５％の予変形を与えた後の残留オーステナイト体積分率（Ｖ９ ）の差：｛（Ｖ０ ）−（Ｖ３ ）｝が予変形を与える前の残留オーステナイト体積分率の３０％以上である場合に、同一の静的引張強度（ＴＳ）に対して大きなσｄｙｎを示すことが同時に見いだされた。この場合において、Ｍ＞２５０では実質的に変形中の残留オーステナイトの変態による強度上昇の効果が極めて低い歪み領域にのみ限られるために、部材への予変形時にほぼ全ての残留オーステナイトが浪費され、高速変形時のσｄｙｎの上昇に寄与しなくなることから、Ｍの上限を２５０とした。また、Ｍが７０未満の場合には、変形途中での残留オーステナイトの変態は進行するものの、変態の進行が低歪み領域では十分に起こらないことから、相当歪みで３％〜１０％の範囲での平均応力σｄｙｎが低いままに保たれ、静的な引張強度ＴＳに対してσｄｙｎ≧０．７６６×ＴＳ＋２５０の関係を満足しなくなるのでＭの下限を７０とした。
【００２５】
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１〜５％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、かつその平均結晶粒径（平均円相当径に相当）が１０μｍ以下、好ましくは６μｍ以下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、降伏強さ×歪み１〜５％の加工硬化指数および降伏比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、未変態オーステナイトから生成するマルテンサイトおよび残部組織の微細化と残留オーステナイトの体積分率増・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。
【００２６】
次に、マルテンサイトは、その体積分率が３％〜３０％で、しかもその平均結晶粒径（平均円相当径に相当）が１０μｍ以下、好ましくは６μｍ以下であることが好ましい。マルテンサイトは、主に周囲のフェライトに可動転位を発生させることにより降伏比の低減、加工硬化指数の向上に寄与するため、上記規制値を満足することにより、耐衝突安全性および成形性をより一層向上させ、より好ましい特性レベルである降伏強さ×歪み１〜５％の加工硬化指数≧５４、かつ降伏比≦７５％を達成することができる。このマルテンサイトの体積分率と平均結晶粒径との関係は、体積分率が少なくても平均結晶粒径が大きくても、その作用が局所的な影響に止まり、前記特性を満足させることができなくなる。なお、このマルテンサイトの存在位置に関しては、マルテンサイトがフェライトに隣接していない場合、マルテンサイトの可動転位等の影響はフェライトに及び難いため、その効果が薄れる。従って、マルテンサイトはフェライトに隣接することが好ましい。
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０．０１％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。
【００２７】
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。
【００２８】
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。
【００２９】
Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｃｕ，Ｍｏ：Ｍｎ，Ｎｉ，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。
【００３０】
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。
【００３１】
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０．０２％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。
【００３２】
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。
【００３３】
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細に説明する。
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。
【００３４】
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、動的変形抵抗σｄｙｎ、１〜５％の加工硬化能、成形性を劣化させる。Ａｒ３ ＋１２０℃超では鋼板ミクロ組織の粗大化等から動的変形抵抗σｄｙｎ、１〜５％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も好ましくない。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。
【００３５】
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とが好ましい。この巻き取り温度が５００℃を超えると残留オーステナイト占積率の低下が起こる。また、マルテンサイトを得たい場合にはこの巻き取り温度を３５０℃以下とする。なお、前述の巻き取りの条件は、巻き取り後そのまま熱延鋼板として供される場合の条件であり、更に冷延し、焼鈍して使用に供される冷延鋼板の場合には上記制限条件は不要であり、通常の製造条件で巻き取っても良い。
【００３６】
特に、本発明においては熱延工程における仕上げ温度、仕上げ入側温度と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５および図６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。すなわち、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。
【００３７】
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＋Ｍｎeq ／６（％）
Ｍｎeq ：マンガン当量＝Ｍｎ＋（Ｎｉ＋Ｃｒ＋Ｃｕ＋Ｍｏ）／２（％）
ε* ：最終パス歪み速度（ｓ-1 ）
【００３８】
【数１】
【００３９】
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％−９２Ｍｎｅｑ
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。
【００４０】
９≦ｌｏｇＡ≦１８ ・・・・・・・ （１）
ΔＴ≧２１×ｌｏｇＡ−１７８ ・・ （２）
ＣＴ≦６×ｌｏｇＡ＋３１２ ・・・ （３）
前記（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、動的変形抵抗σｄｙｎ、１〜５％の加工硬化能等を劣化させる。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。また、（２）式において、（２）式の条件を満たさない場合には残留γが過度に安定となり、変形途中での残留γの変態は進行するものの、変態の進行が低歪み領域では十分に起こらず、動的変形抵抗σｄｙｎ、１〜５％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の下限はｌｏｇＡの低下により緩和される。また、設備の長大化、残留オーステナイト体積分率の低下およびミクロ組織の粗大化の観点からΔＴの上限を３００℃とするのが好ましい。更に、巻き取り温度が（３）式の関係を満たさないと、残留γ量確保に悪影響が出たり、残留γが得られた場合にも残留γが過度に安定となり、変形途中での残留γの変態は進行するものの、変態の進行が低歪み領域では十分に起こらず、動的変形抵抗σｄｙｎ、１〜５％の加工硬化能等を劣化させる。なお、巻き取り温度の限界はｌｏｇＡの増大により緩和される。
【００４１】
なお、初期マルテンサイト占積率≧３％の場合にはＣＴ≦３５０℃としてもよい。但し、過度のマルテンサイト生成を抑える意味からＣＴ≧２５０℃とすることが好ましい。
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７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Ｔｏ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Ｔｑまで冷却し、引き続いて１０〜２００℃／秒の二次冷却速度で二次冷却停止温度Ｔｅまで冷却した後、Ｔｏａで１５秒〜２０分保持し、室温まで冷却する。前記焼鈍温度Ｔｏ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、「鉄鋼材科学」：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。
【００４２】
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必要である。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。
【００４３】
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１５０℃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動的変形抵抗σｄｙｎが低下する。
【００４４】
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１５０℃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１５０℃〜５００℃とした。この時、１５０℃〜５００℃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１５０℃〜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の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。
【００４５】
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５５０〜７２０℃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、鋼材成分と焼鈍温度Ｔｏで決まる温度：Ｔｅｍ−１００℃以上、Ｔｅｍ以下の二次冷却終了温度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、室温まで冷却する方法である。これは、図８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、ある限界値以下で焼鈍する方法であり、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。
【００４６】
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。従って、Ｔ１は、
Ｔ１＝５６１−３３×｛Ｍｎ％＋（Ｎｉ＋Ｃｒ＋Ｃｕ＋Ｍｏ）／２｝、
また、Ｔ２は、
Ａｃ１ ＝７２３−０．７×Ｍｎ％−１６．９×Ｎｉ％＋２９．１×Ｓｉ％＋１６．９×Ｃｒ％、および、
Ａｃ３ ＝９１０−２０３×（Ｃ％）１／２ −１５．２×Ｎｉ％＋４４．７×Ｓｉ％＋１０４×Ｖ％＋３１．５×Ｍｏ％−３０×Ｍｎ％−１１×Ｃｒ％−２０×Ｃｕ％＋７０×Ｐ％＋４０×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−Ａｃ１ ）、
０．６以下の場合には、
Ｔ２＝４７４×（Ａｃ３ −Ａｃ１ ）×Ｃ／｛３×（Ａｃ３ −Ａｃ１ ）×Ｃ＋〔（Ｍｎ＋Ｓｉ／４＋Ｎｉ／７＋Ｃｒ＋Ｃｕ＋１．５Ｍｏ）／２−０．８５〕×（Ｔｏ−Ａｃ１ ）｝、により表現される。
【００４７】
すなわち、Ｔｅが（Ｔｅｍ−１００）℃未満の場合には、オーステナイトの殆ど全てがマルテンサイトに変態することから、必要な量の残留オーステナイトを得ることができない。また、ＴｅがＴｅｍを超えると得られる鋼板が軟質となり、静的な強度（ＴＳ）から期待される動的な強度が得られなくなるためにＴｅの上限はＴｅｍとした。また、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。一方、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。
【００４８】
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 ２ 〜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）が予変形を与える前の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≧０．７６６×ＴＳ＋２５０を満足し、かつ歪み１〜５％の加工硬化指数が０．０８０以上を満足する高い動的変形抵抗を有する高強度鋼板を得ることが可能になる。なお、本発明による鋼板は、焼鈍、調質圧延、電気めっき等を施して目的とする製品とすることも可能である。
【００４９】
【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１０５０〜１２５０℃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と表４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７０以上２５０以下である初期残留オーステナイトを体積分率で３％以上５０％以下含有しているとともに、（初期残留オーステナイト体積率−５％予変形後残留オーステナイト体積分率）／初期残留オーステナイト体積分率≧０．３という適度な安定性を有しており、何れもσｄｙｎ≧０．７６６×ＴＳ＋２５０，１〜５％の加工硬化指数≧０．０８０，１〜５％の加工硬化指数×降伏強さ≧４０という優れた耐衝突安全性を示すとともに成形性とスポット溶接性をも兼備していることが明らかである。
【００５０】
【表１】
【００５１】
【表２】
【００５２】
【表３】
【００５３】
【表４】
【００５４】
〈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、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７０以上２５０以下で、何れもσｄｙｎ≧０．０７６×ＴＳ＋２５０、歪み１〜５％の加工硬化指数の値が４０以上という優れた耐衝突安全性を示すことが明らかである。
【００５５】
【表５】
【００５６】
【表６】
【００５７】
【表７】
【００５８】
【表８】
【００５９】
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、マルテンサイト及び残部組織の同定、存在位置の観察、及び平均結晶粒径（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。
【００６０】
残留オーステナイトの平均円相当径は特願平３−３５１２０９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。
残留オーステナイト体積分率（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。
【００６１】
Ｖγ＝（２／３）｛１００／（０．７×α（２１１）／γ（２２０）＋１）｝＋（１／３）｛１００／（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。
【００６２】
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）を用い歪速度０．００１／ｓで実施し、引張強さ（ＴＳ）、降伏強さ（ＹＳ）、全伸び（Ｔ．Ｅｌ）、加工硬化指数（歪１％〜５％のｎ値）を求め、ＹＳ×加工硬化指数、降伏比（ＹＲ＝ＹＳ／ＴＳ×１００），ＴＳ×Ｔ．Ｅｌを計算した。
【００６３】
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（ｄ０ ，２０ｍｍ）との穴拡げ比（ｄ／ｄ０ ）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。
【００６４】
【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−ＴＳとＴＳとの関係を示す図。
【図２】鋼板の歪み１〜５％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３】鋼板の降伏強さ×歪み１〜５％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、図４ａ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６】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７】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８】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。
【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高強度熱延鋼板および高強度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−ＩＳＩＪ 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）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、残部がＦｅ及び不可避的不純物からな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、該残留オーステナイトの平均粒径が５μｍ以下であり、かつ相当歪みで０％超１０％以下の予変形を与えた後、５×１０２〜５×１０３（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）が予変形を与える前の５×１０−４〜５×１０−３１／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≧０．７６６×ＴＳ＋２５０を満足し、かつ歪み１〜５％の加工硬化指数が０．０８０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高強度鋼板であり、
（２）上記（１）において、更に降伏強さ×歪み１〜５％の加工硬化指数の値が４０以上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。
【０００８】
（３）また、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、該残留オーステナイトの平均粒径が５μｍ以下であり、かつ相当歪みで０％超１０％以下の予変形を与えた後、５×１０２〜５×１０３（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）が予変形を与える前の５×１０−３〜５×１０−３（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≧０．７６６×ＴＳ＋２５０を満足し、かつ、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｛Ｍｎｅｑ＝Ｍｎ＋（Ｎｉ＋Ｃｒ＋Ｃｕ＋Ｍｏ）／２｝によって決まる値（Ｍ）が、Ｍ＝６７８−４２８×〔Ｃ〕−３３Ｍｎｅｑが７０以上２５０以下であり、更に予変形を与える前の残留オーステナイト体積分率と相当歪みで５％の予変形を与えた後の残留オーステナイト体積分率の差が予変形を与える前の残留オーステナイト体積分率の３０％以上であること、歪み１〜５％の加工硬化指数が０．０８０以上であること、前記残留オーステナイトの平均結晶粒径が５μｍ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、マルテンサイトの体積分率が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％以上であること、降伏比が８５％以下、引張強さ×全伸びの値が２００００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】
（４）また、本発明の高強度鋼板は、必要に応じて重量％で、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％以下含むこと、さらに必要に応じて重量％で、Ｎｂ，Ｔｉ，Ｖ，ＰまたはＢ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％以下を含有すること、さらに必要に応じて重量％で、Ｃａ：０．０００５％以上０．０１％以下、ＲＥＭ：０．００５以上０．０５％以下を含有する高い動的変形抵抗を有する高強度鋼板である。
【００１０】
（５）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、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％以下とし、必要に応じて前記（４）の成分組成と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、Ａｒ３−５０℃〜Ａｒ３＋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、該残留オーステナイトの平均粒径が５μｍ以下であり、かつ相当歪みで０％超１０％以下の予変形を与えた後、５×１０２〜５×１０３（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）が予変形を与える前の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≧０．７６６×ＴＳ＋２５０を満足し、かつ歪み１〜５％の加工硬化指数が０．０８０以上を満足す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。
【００１１】
（６）前記（５）において、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１３記載の高い動的変形抵抗を有する高強度熱延鋼板の製造方法。
メタラジーパラメーター：Ａ＝ε＊×ｅｘｐ｛（７５２８２−４２７４５×Ｃｅｑ）／〔１．９７８×（ＦＴ＋２７３）〕｝
ただし、ＦＴ：仕上げ温度（℃）、Ｃｅｑ：炭素当量＝Ｃ＋Ｍｎｅｑ／６（％）、Ｍｎｅｑ：マンガン当量＝Ｍｎ＋（Ｎｉ＋Ｃｒ＋Ｃｕ＋Ｍｏ）／２（％）、ε＊：最終パス歪み速度＝（Ｖ／√（Ｒ×ｈ１）×（１／√ｒ）×ｌｎ｛（１／（１−ｒ））（ｓ −１ ）、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
９≦ｌｏｇＡ≦１８・・・・・・・（１）
ΔＴ≧２１×ｌｏｇＡ−１７８・・（２）
ＣＴ≦６×ｌｏｇＡ＋３１２・・・（３）
【００１２】
（７）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、、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％以下とし、必要に応じて前記（４）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×（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５５０〜７００℃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１５０〜４５０℃の二次冷却停止温度まで冷却した後、１５０〜５００℃の温度範囲で１５秒〜２０分保持し、室温まで冷却すること、さらに具体的な焼鈍後の冷却条件が、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５５０〜７２０℃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、鋼材成分と焼鈍温度Ｔｏで決まる温度：Ｔｅｍ−１００℃以上、Ｔｅｍ以下の二次冷却終了温度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、を特徴とする最終的に得られ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、かつ相当歪みで０％超１０％以下の予変形を与えた後、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）が予変形を与える前の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≧０．７６６×ＴＳ＋２５０を満足し、かつ歪み１〜５％の加工硬化指数が０．０８０以上を満足す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、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。
【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が判明した。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を見いだし、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高強度鋼板が得られることを見いだした。
【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ることも見いだした。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、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と静的な素材強度（ＴＳ）（これは、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）をいう。）との関係を示したものである。
【００１７】
フロントサイドメンバー等の衝撃吸収用部材は、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７０％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。
【００１８】
この高速変形時の３〜１０％の平均応力σｄｙｎ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（これは静的な素材強度と同義的である。）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。この関係から、０％超・１０％以下の予変形を与えた後、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）が予変形を与える前の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−ＴＳ≧−０．２３４×ＴＳ＋２５０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。なお上記関係式σｄｙｎ−ＴＳ≧−０．２３４×ＴＳ＋２５０はσｄｙｎ≧０．７６６×ＴＳ＋２５０と等価であるので、以降σｄｙｎ≧０．７６６×ＴＳ＋２５０の式を用いて説明する。
【００１９】
次に、本発明者らは、耐衝突安全性を向上させるためには、歪み１〜５％の加工硬化指数で表される予加工時の加工硬化を高めることにより衝突開始時の初期変形抵抗を増大させると共に、予変形時に変態したマルテンサイトの存在を通じて衝突変形中の加工硬化を高め、σｄｙｎを高めることが必要であることも知見した。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、図２および図３に示すように、鋼の加工硬化指数が０．０８０上、好ましくは０．１０８以上とすること、また、降伏強さ×歪み１〜５％の加工硬化指数が４０以上、好ましくは５４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。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および降伏強さ×加工硬化指数との関係でみると、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、また、降伏強度が異なれば鋼板の降伏強さ×加工硬化指数で評価することが妥当であると考える。
【００２０】
動的エネルギー吸収量は、図４ａ、図４ｂおよび図４ｃに示したような衝撃圧壊試験法により次のようにして求めた。図４ｂに示すように鋼板を試験片形状（コーナーＲ＝５ｍｍ）に成形し、先端径５．５ｍｍの電極によりチリ発生電流の０．９倍の電流で３５ｍｍピッチでスポット溶接３をし、図４ａに示すように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、ショック・アブソーバー６を設けた架台５の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。
【００２１】
鋼板の歪み１〜５％の加工硬化指数、降伏強さ×歪み１〜５％の加工硬化指数は次のようにして求めた。すなわち、鋼板をＪＩＳ−５号試験片（標点距離５０ｍｍ、平行部幅２５ｍｍ）に加工し、歪速度０．００１／Ｓで引張試験し、降伏強さと加工硬化指数（歪み１〜５％のｎ値）を求めた。
以下に本発明における鋼材のミクロ組織について説明する。
【００２２】
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、くびれ抑制硬化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。
【００２３】
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特性の向上作用が局所的に止まるので好ましくない。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。
【００２４】
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：σｄｙｎ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）：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、（３１１）面の積分反射強度を用いて、Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ｔｈｅ Ｉｒｏｎ ａｎｄ Ｓｔｅｅｌ Ｉｎｓｔｉｔｕｔｅ， 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＝６７８−４２８×〔Ｃ〕−３３×Ｍｎ ｅｑが７０以上２５０以下で、かつ予変形を与える前の残留オーステナイト体積分率（Ｖ０ ）と相当歪みで５％の予変形を与えた後の残留オーステナイト体積分率（Ｖ９ ）の差：｛（Ｖ０ ）−（Ｖ３ ）｝が予変形を与える前の残留オーステナイト体積分率の３０％以上である場合に、同一の静的引張強度（ＴＳ）に対して大きなσｄｙｎを示すことが同時に見いだされた。この場合において、Ｍ＞２５０では実質的に変形中の残留オーステナイトの変態による強度上昇の効果が極めて低い歪み領域にのみ限られるために、部材への予変形時にほぼ全ての残留オーステナイトが浪費され、高速変形時のσｄｙｎの上昇に寄与しなくなることから、Ｍの上限を２５０とした。また、Ｍが７０未満の場合には、変形途中での残留オーステナイトの変態は進行するものの、変態の進行が低歪み領域では十分に起こらないことから、相当歪みで３％〜１０％の範囲での平均応力σｄｙｎが低いままに保たれ、静的な引張強度ＴＳに対してσｄｙｎ≧０．７６６×ＴＳ＋２５０の関係を満足しなくなるのでＭの下限を７０とした。
【００２５】
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１〜５％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、かつその平均結晶粒径（平均円相当径に相当）が１０μｍ以下、好ましくは６μｍ以下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、降伏強さ×歪み１〜５％の加工硬化指数および降伏比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、未変態オーステナイトから生成するマルテンサイトおよび残部組織の微細化と残留オーステナイトの体積分率増・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。
【００２６】
次に、マルテンサイトは、その体積分率が３％〜３０％で、しかもその平均結晶粒径（平均円相当径に相当）が１０μｍ以下、好ましくは６μｍ以下であることが好ましい。マルテンサイトは、主に周囲のフェライトに可動転位を発生させることにより降伏比の低減、加工硬化指数の向上に寄与するため、上記規制値を満足することにより、耐衝突安全性および成形性をより一層向上させ、より好ましい特性レベルである降伏強さ×歪み１〜５％の加工硬化指数≧５４、かつ降伏比≦７５％を達成することができる。このマルテンサイトの体積分率と平均結晶粒径との関係は、体積分率が少なくても平均結晶粒径が大きくても、その作用が局所的な影響に止まり、前記特性を満足させることができなくなる。なお、このマルテンサイトの存在位置に関しては、マルテンサイトがフェライトに隣接していない場合、マルテンサイトの可動転位等の影響はフェライトに及び難いため、その効果が薄れる。従って、マルテンサイトはフェライトに隣接することが好ましい。
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０．０１％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。
【００２７】
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。
【００２８】
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。
【００２９】
Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｃｕ，Ｍｏ：Ｍｎ，Ｎｉ，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。
【００３０】
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。
【００３１】
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０．０２％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。
【００３２】
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。
【００３３】
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細に説明する。
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。
【００３４】
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、動的変形抵抗σｄｙｎ、１〜５％の加工硬化能、成形性を劣化させる。Ａｒ３ ＋１２０℃超では鋼板ミクロ組織の粗大化等から動的変形抵抗σｄｙｎ、１〜５％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も好ましくない。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。
【００３５】
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とが好ましい。この巻き取り温度が５００℃を超えると残留オーステナイト占積率の低下が起こる。また、マルテンサイトを得たい場合にはこの巻き取り温度を３５０℃以下とする。なお、前述の巻き取りの条件は、巻き取り後そのまま熱延鋼板として供される場合の条件であり、更に冷延し、焼鈍して使用に供される冷延鋼板の場合には上記制限条件は不要であり、通常の製造条件で巻き取っても良い。
【００３６】
特に、本発明においては熱延工程における仕上げ温度、仕上げ入側温度と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５および図６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。すなわち、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。
【００３７】
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＋Ｍｎeq ／６（％）
Ｍｎeq ：マンガン当量＝Ｍｎ＋（Ｎｉ＋Ｃｒ＋Ｃｕ＋Ｍｏ）／２（％）
ε* ：最終パス歪み速度（ｓ-1 ）
【００３８】
【数１】
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％−９２Ｍｎｅｑ
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。
【００４０】
９≦ｌｏｇＡ≦１８ ・・・・・・・ （１）
ΔＴ≧２１×ｌｏｇＡ−１７８ ・・ （２）
ＣＴ≦６×ｌｏｇＡ＋３１２ ・・・ （３）
前記（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、動的変形抵抗σｄｙｎ、１〜５％の加工硬化能等を劣化させる。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。また、（２）式において、（２）式の条件を満たさない場合には残留γが過度に安定となり、変形途中での残留γの変態は進行するものの、変態の進行が低歪み領域では十分に起こらず、動的変形抵抗σｄｙｎ、１〜５％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の下限はｌｏｇＡの低下により緩和される。また、設備の長大化、残留オーステナイト体積分率の低下およびミクロ組織の粗大化の観点からΔＴの上限を３００℃とするのが好ましい。更に、巻き取り温度が（３）式の関係を満たさないと、残留γ量確保に悪影響が出たり、残留γが得られた場合にも残留γが過度に安定となり、変形途中での残留γの変態は進行するものの、変態の進行が低歪み領域では十分に起こらず、動的変形抵抗σｄｙｎ、１〜５％の加工硬化能等を劣化させる。なお、巻き取り温度の限界はｌｏｇＡの増大により緩和される。
【００４１】
なお、初期マルテンサイト占積率≧３％の場合にはＣＴ≦３５０℃としてもよい。但し、過度のマルテンサイト生成を抑える意味からＣＴ≧２５０℃とすることが好ましい。
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７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Ｔｏ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Ｔｑまで冷却し、引き続いて１０〜２００℃／秒の二次冷却速度で二次冷却停止温度Ｔｅまで冷却した後、Ｔｏａで１５秒〜２０分保持し、室温まで冷却する。前記焼鈍温度Ｔｏ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、「鉄鋼材科学」：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。
【００４２】
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必要である。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。
【００４３】
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１５０℃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動的変形抵抗σｄｙｎが低下する。
【００４４】
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１５０℃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１５０℃〜５００℃とした。この時、１５０℃〜５００℃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１５０℃〜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の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。
【００４５】
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５５０〜７２０℃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、鋼材成分と焼鈍温度Ｔｏで決まる温度：Ｔｅｍ−１００℃以上、Ｔｅｍ以下の二次冷却終了温度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、室温まで冷却する方法である。これは、図８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、ある限界値以下で焼鈍する方法であり、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。
【００４６】
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。従って、Ｔ１は、
Ｔ１＝５６１−３３×｛Ｍｎ％＋（Ｎｉ＋Ｃｒ＋Ｃｕ＋Ｍｏ）／２｝、
また、Ｔ２は、
Ａｃ１ ＝７２３−０．７×Ｍｎ％−１６．９×Ｎｉ％＋２９．１×Ｓｉ％＋１６．９×Ｃｒ％、および、
Ａｃ３ ＝９１０−２０３×（Ｃ％）１／２ −１５．２×Ｎｉ％＋４４．７×Ｓｉ％＋１０４×Ｖ％＋３１．５×Ｍｏ％−３０×Ｍｎ％−１１×Ｃｒ％−２０×Ｃｕ％＋７０×Ｐ％＋４０×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−Ａｃ１ ）、
０．６以下の場合には、
Ｔ２＝４７４×（Ａｃ３ −Ａｃ１ ）×Ｃ／｛３×（Ａｃ３ −Ａｃ１ ）×Ｃ＋〔（Ｍｎ＋Ｓｉ／４＋Ｎｉ／７＋Ｃｒ＋Ｃｕ＋１．５Ｍｏ）／２−０．８５〕×（Ｔｏ−Ａｃ１ ）｝、により表現される。
【００４７】
すなわち、Ｔｅが（Ｔｅｍ−１００）℃未満の場合には、オーステナイトの殆ど全てがマルテンサイトに変態することから、必要な量の残留オーステナイトを得ることができない。また、ＴｅがＴｅｍを超えると得られる鋼板が軟質となり、静的な強度（ＴＳ）から期待される動的な強度が得られなくなるためにＴｅの上限はＴｅｍとした。また、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。一方、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。
【００４８】
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 ２ 〜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）が予変形を与える前の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≧０．７６６×ＴＳ＋２５０を満足し、かつ歪み１〜５％の加工硬化指数が０．０８０以上を満足する高い動的変形抵抗を有する高強度鋼板を得ることが可能になる。なお、本発明による鋼板は、焼鈍、調質圧延、電気めっき等を施して目的とする製品とすることも可能である。
【００４９】
【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１０５０〜１２５０℃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と表４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７０以上２５０以下である初期残留オーステナイトを体積分率で３％以上５０％以下含有しているとともに、（初期残留オーステナイト体積率−５％予変形後残留オーステナイト体積分率）／初期残留オーステナイト体積分率≧０．３という適度な安定性を有しており、何れもσｄｙｎ≧０．７６６×ＴＳ＋２５０，１〜５％の加工硬化指数≧０．０８０，１〜５％の加工硬化指数×降伏強さ≧４０という優れた耐衝突安全性を示すとともに成形性とスポット溶接性をも兼備していることが明らかである。
【００５０】
【表１】
【表２】
【表３】
【表４】
〈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、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７０以上２５０以下で、何れもσｄｙｎ≧０．０７６×ＴＳ＋２５０、歪み１〜５％の加工硬化指数の値が４０以上という優れた耐衝突安全性を示すことが明らかである。
【００５５】
【表５】
【表６】
【表７】
【表８】
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、マルテンサイト及び残部組織の同定、存在位置の観察、及び平均結晶粒径（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。
【００６０】
残留オーステナイトの平均円相当径は特願平３−３５１２０９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。
残留オーステナイト体積分率（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。
【００６１】
Ｖγ＝（２／３）｛１００／（０．７×α（２１１）／γ（２２０）＋１）｝＋（１／３）｛１００／（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。
【００６２】
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）を用い歪速度０．００１／ｓで実施し、引張強さ（ＴＳ）、降伏強さ（ＹＳ）、全伸び（Ｔ．Ｅｌ）、加工硬化指数（歪１％〜５％のｎ値）を求め、ＹＳ×加工硬化指数、降伏比（ＹＲ＝ＹＳ／ＴＳ×１００），ＴＳ×Ｔ．Ｅｌを計算した。
【００６３】
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（ｄ０ ，２０ｍｍ）との穴拡げ比（ｄ／ｄ０ ）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。
【００６４】
【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−ＴＳとＴＳとの関係を示す図。
【図２】鋼板の歪み１〜５％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３】鋼板の降伏強さ×歪み１〜５％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、図４ａ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６】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７】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８】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。
Claims (18)
- 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、残部がＦｅ及び不可避的不純物からな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、該残留オーステナイトの平均粒径が５μｍ以下であり、かつ相当歪みで０％超１０％以下の予変形を与えた後、５×１０２〜５×１０３（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）が予変形を与える前の５×１０−４〜５×１０−３１／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≧０．７６６×ＴＳ＋２５０を満足し、かつ歪み１〜５％の加工硬化指数が０．０８０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高強度鋼板。
- 更に、降伏強さ×歪み１〜５％の加工硬化指数の値が４０以上を満足することを特徴とする請求項１記載の高い動的変形抵抗を有する高強度鋼板。
- 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、該残留オーステナイトの平均粒径が５μｍ以下であり、、かつ相当歪みで０％超１０％以下の予変形を与えた後、５×１０２〜５×１０３（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）が予変形を与える前の５×１０−３〜５×１０−３（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≧０．７６６×ＴＳ＋２５０を満足し、かつ、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｛Ｍｎｅｑ＝Ｍｎ＋（Ｎｉ＋Ｃｒ＋Ｃｕ＋Ｍｏ）／２｝によって決まる値（Ｍ）が、Ｍ＝６７８−４２８×〔Ｃ〕−３３Ｍｎｅｑが７０以上２５０以下であり、更に、予変形を与える前の残留オーステナイト体積分率と相当歪みで５％の予変形を与えた後の残留オーステナイト体積分率の差が予変形を与える前の残留オーステナイト体積分率の３０％以上であり、かつ歪み１〜５％の加工硬化指数が０．０８０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高強度鋼板。
- 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１項に記載の高い動的変形抵抗を有する高強度鋼板。
- マルテンサイトの体積分率が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以下であることを特徴とする請求項１〜４の何れか１項に記載の高い動的変形抵抗を有する高強度鋼板。
- 前記フェライトの体積分率が４０％以上であることを特徴とする請求項１〜５の何れか１項に記載の高い動的変形抵抗を有する高強度鋼板。
- 降伏比が８５％以下、引張強さ×全伸びの値が２００００以上であることを特徴とする請求項１〜６の何れか１項に記載の高い動的変形抵抗を有する高強度鋼板。
- 前記鋼板がさらに重量％で、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％以下含むことを特徴とする請求項１〜７の何れか１項に記載の高い動的変形抵抗を有する高強度鋼板。
- 前記鋼板がさらに重量％で、Ｎｂ，Ｔｉ，Ｖ，ＰまたはＢ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％以下を含有することを特徴とする請求項８記載の高い動的変形抵抗を有する高強度鋼板。
- 前記鋼板がさらに重量％で、Ｃａ：０．０００５％以上０．０１％以下、ＲＥＭ：０．００５以上０．０５％以下を含有することを特徴とする請求項８または９記載の高い動的変形抵抗を有する高強度鋼板。
- 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％以下とし、残部がＦｅを及び不可避的不純物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、Ａｒ３−５０℃〜Ａｒ３＋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、該残留オーステナイトの平均粒径が５μｍ以下であり、かつ相当歪みで０％超１０％以下の予変形を与えた後、５×１０２〜５×１０３（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）が予変形を与える前の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≧０．７６６×ＴＳ＋２５０を満足し、かつ歪み１〜５％の加工硬化指数が０．０８０以上を満足す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。
- 前記連続鋳造スラブがさらに重量％で、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％以下含有す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高強度熱延鋼板の製造方法。
- 前記連続鋳造スラブがさらに重量％で、Ｎｂ，Ｔｉ，Ｖ，Ｐ，Ｂ，Ｃａ，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０．０１％以下、ＲＥＭ：０．００５以上０．０５％以下を含有することを特徴とする請求項１２記載の高い動的変形抵抗を有する高強度熱延鋼板の製造方法。
- 前記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１３記載の高い動的変形抵抗を有する高強度熱延鋼板の製造方法。
メタラジーパラメーター：Ａ＝ε＊×ｅｘｐ｛（７５２８２−４２７４５×Ｃｅｑ）／〔１．９７８×（ＦＴ＋２７３）〕｝
ただし、ＦＴ：仕上げ温度（℃）、Ｃｅｑ：炭素当量＝Ｃ＋Ｍｎｅｑ／６（％）、Ｍｎｅｑ：マンガン当量＝Ｍｎ＋（Ｎｉ＋Ｃｒ＋Ｃｕ＋Ｍｏ）／２（％）、ε＊：最終パス歪み速度＝（Ｖ／√（Ｒ×ｈ１）×（１／√ｒ）×ｌｎ｛（１／（１−ｒ））（ｓ −１ ）、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
９≦ｌｏｇＡ≦１８・・・・・・・（１）
ΔＴ≧２１×ｌｏｇＡ−１７８・・（２）
ＣＴ≦６×ｌｏｇＡ＋３１２・・・（３） - 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％以下とし、残部がＦｅを及び不可避的不純物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−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５５０〜７２０℃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１５０〜４５０℃の二次冷却停止温度まで冷却した後、１５０〜５００℃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、該残留オーステナイトの平均粒径が５μｍ以下であり、かつ相当歪みで０％超１０％以下の予変形を与えた後、５×１０ ２ 〜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）が予変形を与える前の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≧０．７６６×ＴＳ＋２５０を満足し、かつ歪み１〜５％の加工硬化指数が０．０８０以上を満足す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。
- 前記連続鋳造スラブがさらに重量％で、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％以下含有することを特徴とする請求項１５記載の高い動的変形抵抗を有する高強度冷延鋼板の製造方法。
- 前記連続鋳造スラブがさらに重量％で、Ｎｂ，Ｔｉ，Ｖ，Ｐ，Ｂ，Ｃａ，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０．０１％以下、ＲＥＭ：０．００５以上０．０５％以下を含有することを特徴とする請求項１６記載の高い動的変形抵抗を有する高強度冷延鋼板の製造方法。
- 前記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、鋼材成分と焼鈍温度Ｔｏで決まる温度：Ｔｅｍ−１００℃以上、Ｔｅｍ以下の二次冷却終了温度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、かつ相当歪みで０％超１０％以下の予変形を与えた後、５×１０ ２ 〜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）が予変形を与える前の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≧０．７６６×ＴＳ＋２５０を満足し、かつ歪み１〜５％の加工硬化指数が０．０８０以上を満足することを特徴とする請求項１７記載の高い動的変形抵抗を有する高強度冷延鋼板の製造方法。
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