JP6330759B2 - 成形性および強度上昇能に優れた温間成形用薄鋼板およびその温間成形方法 - Google Patents

Description

本発明は、主に自動車の構造部材に供して好適な780MPa以上の引張強度（ＴＳ）を有する温間成形用の高強度薄鋼板およびその温間成形方法に関し、特に温間成形時に高い延性を示すことで優れたプレス成形性を得るだけでなく、成形後には強度の大幅な上昇を図ることで高い部材強度を達成しようとするものである。
本発明で対象とする、高強度薄鋼板としては、高強度熱延鋼板、高強度冷延鋼板および高強度溶融亜鉛めっき鋼板が挙げられる。また、本発明において、薄鋼板とは、熱延鋼板の場合は板厚が10mm以下のものを、冷延鋼板およびめっき鋼板の場合は板厚が３mm以下のものをいう。

近年、衝突時における乗員の安全性確保や車体軽量化による燃費改善を目的として、ＴＳが780MPa以上で、板厚の薄い高強度鋼板の自動車構造部材への適用が積極的に進められている。しかしながら、一般的には、鋼板の高強度化は鋼板のプレス成形性の低下につながることから、高強度と優れた成形性を併せ持つ鋼板が望まれている。
一方で、鋼板を加熱した状態で塑性加工を施す温間成形を行うことにより、上記の要請に対応する種々の技術が検討されている。

温間成形を施すことによる変形抵抗の低減を利用して成形性を向上させる技術として、例えば特許文献１には、質量％で、Ｃ：0.010〜0.10％、Si：0.05〜2.0％、Mn：0.50〜3.00％、Ｐ：0.003〜0.15％、Ｓ：0.01％以下を含有し、残部はFeおよび不可避不純物からなる成分組成を有し、かつその組織が、主相であるフェライトと第２相であるマルテンサイトとを主体にして構成され、(100℃におけるＹＳ)／(20℃におけるＹＳ)が0.50以下であることを特徴とする温間プレス成形性に優れた薄鋼板が提案されている。

特許文献２には、質量％にて、Ｃ：0.03〜0.2％、Si：0.5％以下、Mn：１〜３％、Ｐ：0.1％以下、Ｓ：0.1％以下、Cr：0.01〜1％、Al：0.01〜0.1％、Ｎ：0.02％以下を含有し、残部はFeおよび不純物からなる組成で、室温における引張強さに対する450℃における引張強さの比が0.7以下であることを特徴とする高張力薄鋼板が提案されている。

特許文献３には、質量％で、Ｃ：0.01〜0.12％、Si：2.0％以下、Mn：0.01〜2.0％、Ｐ：0.2％以下、Al：0.001〜0.1％、Ｎ：0.0040〜0.0200％を含み、さらに、Ti：0.001〜0.1％、Ｂ：0.01％以下を含有し、残部Feおよび不可避的不純物よりなる組成と、平均結晶粒径が８μm以下のフェライトを主相とする組織を有し、かつ質量％で0.0040〜0.0080％の固溶Ｎ量を有することを特徴とする温間プレス成形性に優れた高張力熱延鋼板が提案されている。

特許文献４には、室温における引張強さＴＳが780MPa以上で、降伏比が0.85以上である引張特性を有する高強度熱延鋼板であって、該高強度熱延鋼板を、400〜700℃の温間成形温度域の温度に加熱し該温間成形温度域の温度で引張試験を行った際の、降伏応力が、室温における降伏応力の80％以下で、かつ全伸びが、室温における全伸びの1.1倍以上であり、さらに、前記温間成形温度域の温度で15％以下の歪を付与する温間加工を施し室温まで冷却したのち、室温で引張試験を行った際の、降伏応力が、室温における降伏応力の80％以上で、かつ全伸びが、室温における全伸びの80％以上であり、温間成形性に優れることを特徴とする温間成形用高強度熱延鋼板が提案されている。

特許文献５には、室温における引張強さが780MPa以上であり、400℃以上700℃以下の加熱温度域における降伏応力が室温における降伏応力の80％以下であり、前記加熱温度域における全伸びが室温における全伸びの1.1倍以上であり、前記加熱温度域に加熱して20％以下のひずみを与えたのち前記加熱温度から室温まで冷却した後の降伏応力が前記加熱前の室温における降伏応力の70％以上であり、前記加熱温度域に加熱して20％以下のひずみを与えたのち前記加熱温度から室温まで冷却した後の全伸びが前記加熱前の室温における全伸びの70％以上であることを特徴とする温間成形用高強度鋼板が提案されている。

特許文献６には、質量％で、Ｃ：0.05〜0.3％、Si：１〜３％、Mn：0.5〜３％、Ｐ：0.1％以下、Ｓ：0.01％以下、Al：0.001〜0.1％、Ｎ：0.002〜0.03％を含み、残部が鉄および不純物からなる成分組成を有し、全組織に対する面積率で、ベイニティック・フェライト：40〜85％、残留オ−ステナイト：５〜20％、マルテンサイト＋上記残留オ−ステナイト：10〜50％、フェライト：５〜40％を含む組織を有し、上記残留オ−ステナイトは、そのＣ濃度（Ｃγ_R）が0.5〜1.0質量％であるとともに、フェライト粒内に存在するものが全組織に対する面積率で１％以上存在することで、150〜250℃での温間成形時には十分に強度低下する一方、成形後の室温での使用時には980MPa以上の高強度が確保できる温間成形性に優れた高強度鋼板が提案されている。

特許文献７には、質量％で、Ｃ：0.02〜0.3％、Si：1.0〜3.0％、Mn：1.8〜3.0％、Ｐ：0.1％以下、Ｓ：0.01％以下、Al：0.001〜0.1％、Ｎ：0.01〜0.03％を含み、残部が鉄および不純物からなる成分組成を有し、全組織に対する面積率で、ベイニティック・フェライト：50〜85％、残留オ−ステナイト：３％以上、マルテンサイト＋前記残留オ−ステナイト：10〜45％、フェライト：５〜40％の各相を含む組織を有し、前記残留オ−ステナイト中のＣ濃度（Ｃγ_R）が0.3〜1.2質量％であり、前記成分組成中のＮの一部または全部が固溶Ｎであり、該固溶Ｎ量が30〜100ppmであることを特徴とする室温および温間での成形性に優れた高強度鋼板が提案されている。

特許文献８には、質量％で、Ｃ：0.02〜0.3％、Si：1.0〜3.0％、Mn：1.8〜3.0％、Ｐ：0.1％以下、Ｓ：0.01％以下、Al：0.001〜0.1％、Ｎ：0.002〜0.008％を含み、残部が鉄および不純物からなる成分組成を有し、全組織に対する面積率で、ベイニティック・フェライト：50〜85％、残留オ−ステナイト：３％以上、マルテンサイト＋前記残留オ−ステナイト：10〜45％、フェライト：５〜40％の各相を含む組織を有し、前記残留オ−ステナイト中のＣ濃度（Ｃγ_R）が0.3〜1.2質量％であり、前記成分組成中のＮの一部が固溶Ｎであり、該固溶Ｎ量が12ppm以下であることを特徴とする室温および温間での成形性に優れた高強度鋼板が提案されている。
なお、特許文献７および８では、100〜250℃の温度域で加工したときに、室温で強度を得るために活用していたTRIP現象を固溶Ｎ量を増加させることにより抑制することで、温間での強度を低下させ、室温での高強度化と温間での成形加重低減効果向上を同時に実現させている。

一方、温間成形での残留オ−ステナイトを安定化させて成形性を向上する技術として、例えば特許文献９には、質量％で、Ｃ：0.05〜0.6％、Si＋Al：0.5〜３％、Mn：0.5〜３％、Ｐ：0.15％以下、Ｓ：0.02％以下を含有し、且つ、母相組織は、平均硬度がビッカ−ス硬度で240Hv以上であるベイニティック・フェライト及び／又はグラニュラ−・ベイニティック・フェライトを全組織に対して占積率で70％以上含有し、第２相組織は、残留オ−ステナイトを全組織に対して占積率で５〜30％含有し、該残留オ−ステナイト中のＣ濃度（Ｃγ_R）は1.0％以上であり、更にベイナイト／マルテンサイトを含有しても良いものであることを特徴とする温間加工による伸び及び伸びフランジ性に優れた高強度鋼板が提案されている。

特許文献10には、質量％で、Ｃ：0.05〜0.25％、Si：1.00％超2.5％以下、Al：1.0％以下、Si＋Al：合計で３％以下、Mn：0.5〜３％、Ｐ：0.15％以下、Ｓ：0.02％以下を含み、残部が鉄および不純物からなる成分組成を有し、母相は、平均ビッカ−ス硬さが250Hv以上のベイニティック・フェライトを全組織に対して面積率で80％以上含み、第２相は、残留オ−ステナイトを全組織に対して面積率で５〜15％含み、該残留オ−ステナイト中のＣ濃度（Ｃγ_R）は0.6質量％以上1.0質量％未満であり、さらに、ベイナイトおよび／またはマルテンサイトを含んでもよい組織とすることにより、温間にてTRIP作用を最大限に発揮できるようになり、確実に高延性化できる温間加工性に優れた高強度鋼板が提案されている。

特許文献11には、質量％で、Ｃ：0.05〜0.4％、Si＋Al：0.5〜３％、Mn：0.5〜３％、Ｐ：0.15％以下、Ｓ：0.02％以下を含み、残部が鉄および不純物からなる成分組成を有し、マルテンサイトおよび／またはベイニティック・フェライトを合計量で全組織に対して面積率で45〜80％含み、ポリゴナル・フェライトを全組織に対して面積率で５〜40％含み、残留オ−ステナイトを全組織に対して面積率で５〜20％含み、該残留オ−ステナイト中のＣ濃度（Ｃγ_R）は0.6質量％以上1.0質量％未満であり、さらに、ベイナイトを含んでもよい組織とすることにより、温間にてTRIP作用を最大限に発揮できるようになり、伸びフランジ性は若干犠牲にしつつも、さらに高延性化できる温間加工性に優れた高強度鋼板が提案されている。

特許文献12には、質量％で、Ｃ：0.05〜0.3％、Si：１〜３％、Mn：0.5〜３％、Ｐ：0.1％以下、Ｓ：0.01％以下、Al：0.001〜0.1％、Ｎ：0.002〜0.03％を含み、残部が鉄および不純物からなる成分組成を有し、全組織に対する面積率で、ベイニティック・フェライト：50〜90％、残留オ−ステナイト：５〜20％、マルテンサイト＋上記残留オ−ステナイト：10〜50％、フェライト：40％以下を含む組織を有し、上記残留オ−ステナイトは、そのＣ濃度（Ｃγ_R）が0.5〜1.2質量％、その平均円相当直径が0.2〜２μm、その平均アスペクト比（最大径／最小径）が3.0未満を満足させることにより、加工誘起マルテンサイト変態時にγ_Rの周囲に与える歪量を大きくすることにより、縮フランジ成形のような圧縮が加わる際の加工誘起マルテンサイトへの変態の進行を抑制する効果を大きくすることによって、縦壁部の延性確保と、フランジ部からの材料の流入を促進することにより、深絞り性を高めることができる成形性に優れた高強度鋼板が提案されている。

特許文献13には、質量％で、Ｃ：0.05〜0.3％、Si：１〜３％、Mn：0.5〜３％、Ｐ：0.1％以下、Ｓ：0.01％以下、Al：0.001〜0.1％、Ｎ：0.002〜0.03％を含み、残部が鉄および不純物からなる成分組成を有し、全組織に対する面積率で、ベイニティック・フェライト：50〜90％、残留オ−ステナイト：３％以上、マルテンサイト＋上記残留オ−ステナイト：10〜50％、フェライト：40％以下を含む組織を有し、上記残留オ−ステナイトは、そのＣ濃度（Ｃγ_R）が0.5〜1.2質量％であり、この残留オ−ステナイトのうち、マルテンサイトに囲まれたものを0.3％以上存在させることにより、塑性変形時に当該γ_Rにひずみが加わりにくくして、変形初期の加工誘起変態を抑制しつつ、変形後期にも加工変形誘起変態を起こしやすくすることにより、加工硬化を広い範囲で実現できる延性に優れた高強度鋼板が提案されている。

特許文献14には、質量％で、Ｃ：0.02〜0.3％、Si：1.0〜3.0％、Mn：1.8〜3.0％、Ｐ：0.1％以下、Ｓ：0.01％以下、Al：0.001〜0.1％、Ｎ：0.002〜0.03％を含み、残部が鉄および不純物からなる成分組成を有し、全組織に対する面積率で、ベイニティック・フェライト：45〜85％、残留オ−ステナイト：３％以上、マルテンサイト＋前記残留オ−ステナイト：10〜50％、フェライト：５〜45％の各相を含む組織を有し、前記残留オ−ステナイトのＣ濃度（Ｃγ_R）が0.6〜1.2質量％であり、KAM(Kernel Average Misorientation)値の頻度分布曲線において、全頻度に対する、該KAM値が0.4°以下の頻度の比率Ｘ_KAM≦0.4°と、フェライトの面積率Ｖαとの関係が、Ｘ_KAM≦0.4°／Ｖα≧0.8を満たし、かつ、前記フェライトと該フェライト以外の各相（硬質第２相）との界面に存在する、円相当直径0.1μm以上のセメンタイト粒子が、前記硬質第２相１μm^２当たり３個以下とすることにより、低ひずみ速度域では強度が高くなり、高ひずみ速度域では強度が低くなるような、強度のひずみ速度依存性が大きい材料を用いて、低ひずみ速度域でのTRIP現象を促進して加工硬化を促し強度向上を図ることにより、パンチ肩部と縮フランジ部との間に強度差を付与することによって深絞り性が高められる、温間での深絞り性に優れた高強度鋼板が提案されている。

特許文献15には、質量％で、Ｃ：0.02〜0.3％、Si：1.0〜3.0％、Mn：1.8〜3.0％、Ｐ：0.1％以下、Ｓ：0.01％以下、Al：0.001〜0.1％、Ｎ：0.002〜0.03％を含み、残部が鉄および不純物からなる成分組成を有し、全組織に対する面積率で、ベイニティック・フェライト：50〜85％、残留オ−ステナイト：３％以上、マルテンサイト＋前記残留オ−ステナイト：10〜45％、フェライト：５〜40％の各相を含む組織を有し、前記残留オ−ステナイト中のＣ濃度（Ｃγ_R）が0.6〜1.2質量％であり、EPMAでライン分析して得られたMn濃度分布に基づく、前記残留オ−ステナイト中のMn濃度Mnγ_Rと全組織中の平均Mn濃度Mn_avとの比Mnγ_R／Mn_avを1.2以上とすることにより、マトリックス（母相）の延性向上とγ_RによるTRIP効果の最大化による均一伸びの向上の両立を図ることによって、室温強度と深絞り性を並存しうる室温および温間での深絞り性に優れた高強度鋼板が提案されている。

特許文献16には、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、Ｓ：0.010％以下、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−ステナイト：５％以上、マルテンサイトと残留オ−ステナイトの合計：35％以下、ポリゴナルフェライト：10％以下、残部として前記以外の組織：５％以下からなり、前記残留オ−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を1.4μm以上とすることにより、残留オ−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温間での延性と深絞り性に優れる高強度鋼板が提案されている。

また、プレス中の加工−熱処理により強度を上昇させる技術として、例えば特許文献17には、重量％で、Ｃ：0.01〜0.20％、Si：0.01〜3.0％、Mn：0.01〜3.0％、Ｐ：0.002〜0.2％、Ｓ：0.001〜0.020％、Al：0.005〜2.0％、Ｎ：0.0002〜0.01％、Mo：0.01〜1.5％、を含有し、更に重量％で、Cr：0.01〜1.5％、Nb：0.005〜0.10％、Ti：0.005〜0.10％、Ｖ：0.005〜0.10％、Ｂ：0.0003〜0.005％、の１種または２種以上を含有せしめ、その範囲が特定の成分組成式（Ａ）を満足することを特徴とする熱処理硬化能に優れた薄鋼板が提案されている。

特許文献18には、質量％で、Ｃ：0.02〜0.20％、Si：0.5〜2.0％、Mn：0.5〜2.5％、sol.Al：0.15〜1.2％、Ｎ：0.020％以下、かつ、Si(％)＋sol.Al(％)≧1.2(％)を満足し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、体積％で10％以上のベイナイトを含有し、パ−ライトとマルテンサイトの合計が体積％で10％以下である結晶組織を備えた温間成形用高張力鋼板が提案されている。

さらに、温間成形時の延性向上と温間成形後の室温での強度上昇を複合した技術として、特許文献19には、質量％で、Ｃ：0.04〜0.2％、Si：0.5〜2.5％、Mn：1.5〜3.5％、Ｐ：0.001〜0.05％、Ｓ：0.0001〜0.01％、Al：0.001〜0.1％、Ｎ：0.0005〜0.01％を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、鋼組織が、面積率で、ポリゴナルフェライトを30％以上、マルテンサイトを20％以上および残留オ−ステナイトを３％未満含有することを特徴とする、成形性および強度上昇能に優れた温間成形用薄鋼板が提案されている。

また、特許文献20には、質量％で、Ｃ：0.1〜0.3％、Si：0.5〜2.5％、Mn：1.5〜3.5％、Ｐ：0.001〜0.05％、Ｓ：0.0001〜0.01％、Al：0.001〜0.1％、Ｎ：0.0005〜0.01％を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、鋼組織が、面積率で、ポリゴナルフェライトを40％以上、ベイナイトを５％以上および残留オ−ステナイトを３％以上含有することを特徴とする、成形性および強度上昇能に優れた温間成形用薄鋼板が提案されている。
特許文献19，20では、温間加工による残留オ−ステナイトの安定化あるいは動的歪み時効による延性の向上による温間での成形性の向上と、温間成形時の歪み時効硬化による温間成形後の室温での強度上昇を同時に実現することを可能としている。

特開2000−87183号公報 特開2003−113442号公報 特開2001−234282号公報 特開2013−133519号公報 特開2013−23721号公報 特開2013−181184号公報 特許第5636347号公報 特開2013−40383号公報 特開2004−190050号公報 特許第5537394号公報 特開2011−219859号公報 特開2012−122129号公報 特開2012−122130号公報 特開2012−180569号公報 特開2012−180570号公報 特開2012−188738号公報 特開2000−234153号公報 特開2002−256388号公報 特開2012−107319号公報 特開2012−92358号公報

しかしながら、特許文献１，２に記載された技術は、温間成形での変形抵抗の低下を利用した寸法精度の向上を意図したものであり、温間成形時の成形性（延性）を向上するものではない。また、特許文献３に記載された技術は、温間成形での変形抵抗の変化を利用した絞り性の向上を意図したものであり、温間成形時の延性は考慮されておらず適用できる成形様式が限定されてしまうという問題がある。
しかも、特許文献１〜３ではいずれも、温間加工後の常温（部材の使用環境）における強度については何ら考慮されていない。

特許文献４〜８に記載された一連の技術は、残留オ−ステナイト鋼において比較的低温での温間成形時に強度を低下することで超ハイテンの成形荷重を軽減することを主眼としたもので、温間成形による延性の向上は意図されておらず、温間加工後の常温（部材の使用環境）における強度は原板ままであり、その加工−熱処理による上昇については考慮されていない。

特許文献９に記載された技術は、母相組織の平均硬度と残留オ−ステナイト中のＣ濃度及びその体積率を制御して延性と伸びフランジ性を向上するものであるが、温間加工後の常温（部材の使用環境）における強度について考慮されていない。

特許文献10〜16に記載された一連の技術は、鋼組織における残留オ−ステナイトをはじめとする構成相の構成比率、残留オ−ステナイト中のＣ濃度、各構成相の形態、内部構造等を精緻に制御することで、残留オーステナイトの安定度、歪みの局所分布、強度の歪み速度依存性などを制御して、残留オ−ステナイト鋼の延性や深絞り性を向上するものである。しかしながら、これら特許文献では、超ハイテンの成形性を向上することを主眼としており、温間成形による強度の向上は意図されておらず、温間加工後の常温（部材の使用環境）における強度は原板と同等程度を維持するものに過ぎず、その加工−熱処理による上昇については考慮されていない。
さらに、これら一連の特許は、残留オ−ステナイト鋼を対象にしており、Ｃ，Siを高濃度で含有することが必須になっており、これらが過剰に添加された場合に問題となる、化成処理性、スポット溶接性、低温靭性などの実用特性については配慮されておらず、実際に開示された事例においても、これら成分が高濃度で含有されていることは明らかである。

特許文献17に記載された技術は、転位密度の高い母相組織中に温間成形で微細炭化物を形成させて強度を上昇させることを意図したものであり、また特許文献18に記載された技術は、転位密度の高い母相組織を温間成形で歪み時効硬化させて強度を上昇させることを意図したものであるが、いずれも温間成形時の成形性については何ら考慮がされていない。

特許文献19，20に記載された技術は、温間成形時の延性の向上と温間成形後の室温での強度の向上を両立することを意図したものである。しかしながら、残留オ−ステナイトを活用しない特許文献19では、歪み時効による強度の上昇は顕著であるものの、温間成形での延性は充分とは言い難い。また、特許文献20では、残留オーステナイトの安定により温間成形で優れた延性を示すが、歪み時効による強度の上昇は充分とは言い難い。さらに、Ｃ，Siを高濃度で含有することが必須になっており、これらが過剰に添加された場合に問題となる、化成処理性、スポット溶接性、低温靭性などの実用特性について配慮しているとは言い難い。

本発明は、これらの問題を解決し、780MPa以上のＴＳを有する高強度鋼板において、成分および組織設計により、溶接性、低温靭性、化成処理性などの実用特性に配慮しつつ、温間成形におけるプレス成形性の向上と同時に、温間成形後の部材においては、その使用環境（常温）における強度の大幅な上昇が可能な温間成形用鋼板を、その温間成形方法と共に提供することを目的とする。

まず、この発明の基礎となった実験結果について述べる。
成分組成として0.095％Ｃ−0.78％Si−2.81％Mn−0.012％Ｐ−0.0011％Ｓ−0.040％Al−0.0033％Ｎ−0.055％Nbを含有する鋼Ｘと、0.082％Ｃ−1.4％%Si−2.63％Mn−0.011％Ｐ−0.0019％Ｓ−0.038％Al−0.0031％Ｎ−0.19％Cr−0.09％Moを含有する鋼Ｙと、0.121％Ｃ−0.15％Si−2.33％Mn−0.019％Ｐ−0.0010％Ｓ−0.032％Al−0.0024％Ｎ−0.23％Cr−0.19％Moを含有する鋼Ｚとを、実験室的に真空溶解炉にて溶製して鋳片とした。これらを1250℃に加熱し、粗圧延を施したのち、仕上げ圧延を880℃の温度で行い、620℃で巻取相当熱処理を施して熱延鋼板とした。これらの熱延鋼板に酸性を施して表面のスケ−ルを除去し、さらに圧下率50％の冷間圧延を施して冷延鋼板とした。次いで、750〜900℃で300ｓの均熱処理を施した後に、300〜500℃まで冷却し120ｓ保持したのち室温まで冷却して、種々の鋼板を作製した。

これらの鋼板について、鋼組織の同定を行うとともに、各組織の面積分率を測定した。
ミクロ組織は鋼板の圧延方向に平行な板厚断面について、ナイタ−ルによる腐食現出組織を走査型電子顕微鏡（SEM）で5000倍に拡大して鋼組織を同定した。これを画像解析ソフト（Image−Pro ；Cybernetics社製）により解析し各相の面積率を求めた。但し、マルテンサイトと残留オ−ステナイトは区別が困難であるため、これらについては総和の面積率を求めて、後述する方法で残留オ−ステナイトの面積率を別に求めると共に、これを差し引くことでマルテンサイトの面積率とした。

また、鋼板を板厚1/4の位置まで研磨した後に、さらに0.1mmを化学研磨した面を測定面として、Ｘ線回折装置でMoのKα線を用いて、fcc鉄の（200）、（220）、（311）面とbcc鉄の（200）、（211）、（220）面のピ−クの積分強度を測定し、そのすべての組合せについてfccの比率を算出し、その平均値をもって残留オ−ステナイトの体積率を求め、３次元的に均質として、これを残留オ−ステナイトの面積率とした。なお、残留オ−ステナイトの平均結晶粒径は、上記したSEM観察にあたり、200℃で200分の熱処理を施した後に腐食を実施することで、マルテンサイトに相当する部分では焼戻しにより下部組織が現出され易く残留オーステナイトと異なる形態を示すことから、この下部組織が現出しない相を残留オーステナイトとみなし、上記した画像解析を行うことにより求めた。本発明において、対象とする残留オーステナイトの粒径の下限値は、測定限界である0.01μmとした。
さらに、fcc鉄の（220）面の回折ピ−クのシフト量からオ−ステナイト中のＣ濃度（Ｃγ）を算出した。

また、圧延方向と直角方向にJIS５号引張試験片を採取し、JIS Z 2241に準拠して、20mm/minのクロスヘッド速度で、試験温度を室温から500℃まで変化した温間引張試験を行い、機械的性質を評価した。さらに、一部のサンプルについては、温間での引張試験を歪み量0.10で停止して室温まで冷却したのち残留オ−ステナイトのＣγを測定した。また、一部のサンプルについては、温間引張試験を歪み量0.10で停止し、室温まで冷却したのち、再度引張試験を実施し、機械的性質を評価した。

鋼Ｘでは、ポリゴナルフェライトの面積率が52％で、その平均結晶粒径が7.3μm、ベイナイトの面積率が27％で、その平均結晶粒径が5.4μmでかつ、残留オーステナイトの面積率が５％で、その平均結晶粒径が3.4μmであるサンプル、鋼Ｙでは、ポリゴナルフェライトの面積率が56％で、その平均結晶粒径が15.8μm、ベイナイトの面積率が13％で、その平均結晶粒径が11.0μmでかつ、残留オーステナイトの面積率が１％で、その平均結晶粒径が2.7μmであるサンプル、鋼Ｚでは、ポリゴナルフェライトの面積率が57％で、その平均結晶粒径が12.7μm、ベイナイトの面積率が５％で、その平均結晶粒径が9.0μmでかつ、残留オーステナイトの面積率が２％で、その平均結晶粒径が2.5μmであるサンプルを評価に供した。

上記したサンプルＸ、ＹおよびＺについて、温間引張試験時のＴＳとＥｌの積算値と試験温度の関係について調べた結果を、図１に示す。
同図に示したとおり、サンプルＸでは、試験温度が200℃から400℃の範囲でＴＳとＥｌの積算値が著しく高い値を示し、温間で優れた成形性を示していることが分かる。これに対し、サンプルＹでは、ＴＳとＥｌの積算値の上昇は認められるが、温度範囲が狭いうえに室温からの特性の上昇量が小さかった。また、サンプルＺでは、ＴＳとＥｌの積算値の顕著な上昇は認められなかった。

また、上記したサンプルＸ、ＹおよびＺについて、温間での引張試験を歪み量0.10で停止し、室温まで冷却したのちに測定した残留オ−ステナイト中のＣ濃度（Ｃγ）を温間引張試験時のＣγとみなし、Ｃγと試験温度の関係について調べた結果を図２に示す。
同図に示したとおり、サンプルＸでは、試験温度が200℃から400℃の範囲でＣγが上昇しており、温間試験過程で残留オ−ステナイト中のＣ濃度が上昇することで残留γが安定化されたことが分かる。この点、サンプルＹ、Ｚでは、Ｃγの顕著な上昇は認められず、かかる効果は発現していない。

さらに、上記したサンプルＸ、ＹおよびＺについて、温間での引張試験を歪み量0.10で停止し、室温まで冷却したのち、再度引張試験をしたときのＴＳから室温で引張試験をしたときのＴＳを差し引いた値、すなわちＴＳの上昇量（ΔＴＳ）を求めた。ΔＴＳと試験温度の関係を図３に示す。
同図に示したとおり、サンプルＸでは、試験温度が200℃から400℃の範囲でΔＴＳが著しく高い値を示し、高い強度上昇能を示した。これに対し、サンプルＹ、Ｚでは、ΔＴＳの顕著な上昇は認められなかった。

次に、本発明者らは、780MPa以上のＴＳを有する高強度鋼板において、上記した実験事実に基づき、温間成形時の延性の向上と、温間で成形した後の常温での強度の上昇を両立する方法について、さらなる創意工夫を加えながら鋭意検討を重ねた結果、以下の知見を得た。
ｉ）成分組成を特定の関係を満足するように適正化した上で、面積率で、ポリゴナルフェライトを20％以上、ベイナイトを10％以上含有させ、さらに残留オーステナイトを３％以上含有させ、かつ残留オーステナイトの平均結晶粒径を５μm以下とすることにより、780MPa以上のＴＳを有する高強度鋼板において、温間成形時における延性の向上ひいては成形性の向上と、温間成形後の常温での大幅な強度の上昇を併せて達成することができる。
ii）こうした特性の向上は、上記した特徴を有する薄鋼板を、鋼板温度が200〜400℃で、相当塑性歪み量0.02以上の加工を加えることによって得られる。

本発明は、上記の知見に基づき、さらに研究を重ねた末に開発されたものである。
すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．質量％で、Ｃ：0.04〜0.1％、Si：0.5〜1.2％、Mn：2.5〜3.5％、Ｐ：0.001〜0.05％、Ｓ：0.0001〜0.01％、Al：0.001〜0.1％、Ｎ：0.0005〜0.01％およびNb：0.01〜0.1％を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、組織は、面積率で、ポリゴナルフェライトを20％以上、ベイナイトを10％以上、残留オーステナイトを３％以上含有し、かつ残留オーステナイトの平均結晶粒径が５μm以下であり、さらに300℃において歪み量0.10の成形後の残留オ−ステナイト中のＣ濃度（Ｃγ₃₀₀）が0.2％以上であることを特徴とする成形性および強度上昇能に優れたに優れた温間成形用薄鋼板。

２．ポリゴナルフェライトとベイナイトの平均結晶粒径が、それぞれ10μm以下であることを特徴とする前記１に記載の温間成形用薄鋼板。

３．マルテンサイトを面積率で20％以上含有することを特徴とする前記１または２に記載の温間成形用薄鋼板。

４．室温における歪み量0.10での残留オーステナイトの体積率（Ｖγ₀）と300℃における歪み量0.10での残留オーステナイトの体積率（Ｖγ₃₀₀）とが下記式（１）を満足することを特徴とする前記１〜３のいずれかに記載の温間成形用薄鋼板。
記
Ｖγ₃₀₀ ／ Ｖγ₀ ≧ 2.0 --- （１）

５．室温における歪み量0.05での加工硬化率（WHR₀）と300℃における歪み量0.05での加工硬化率（WHR₃₀₀）とが下記式（２）を満足し、かつ、室温での引張強度（ＴＳ₀）と300℃で歪み量0.10の予加工を加えたのちの室温での引張強度（ＴＳ₃₀₀）とが下記式（３）を満足することを特徴とする前記１〜４のいずれかに記載の温間成形用薄鋼板。
記
WHR₃₀₀ / WHR₀≧ 1.2 --- （２）
ＴＳ₃₀₀ − ＴＳ₀ ≧ 150 MPa --- （３）

６．室温での引張強度に対する200〜400℃の温度域での引張強度の低下量が150MPa以下であり、室温での降伏強度に対する200〜400℃の温度域での降伏強度の上昇量が50MPa以下であることを特徴とする前記１〜５のいずれかに記載の温間成形用薄鋼板。

７．成分組成として、質量％でさらに、Ti：0.005〜0.1％およびＶ：0.005〜0.1％から選ばれる少なくとも１種の元素を含有することを特徴とする前記１〜６のいずれかに記載の温間成形用薄鋼板。

８．成分組成として、質量％でさらに、Ｂ：0.0003〜0.0050％を含有することを特徴とする前記１〜７のいずれかに記載の温間成形用薄鋼板。

９．成分組成として、質量％でさらに、Cr：0.01〜1.0％、Mo：0.01〜1.0％、Ni：0.01〜1.0％およびCu：0.01〜1.0％から選ばれる少なくとも１種の元素を含有することを特徴とする前記１〜８のいずれかに記載の温間成形用薄鋼板。

10．前記１〜９のいずれかに記載の温間成形用薄鋼板を、鋼板温度が200〜400℃で、相当塑性歪み量0.02以上の加工を加えることを特徴とする成形性および強度上昇能に優れた温間成形方法。

本発明によれば、780MPa以上のＴＳを有する高強度鋼板において、温間成形を適用することにより、プレス成形性を向上させて部品形状の自由度を高め、より成形難易度の高い部品の高強度化が可能となる。さらに、本発明により製造した構造部材を自動車車体に適用することにより、より一層の乗員の安全性確保や大幅な車体軽量化による燃費改善を図ることができる。

鋼Ｘ、ＹおよびＺについて、温間引張試験時における試験温度とＴＳ×Ｅｌ値との関係を示した図である。 鋼Ｘ、ＹおよびＺについて、温間での引張試験を歪み量0.10で停止し、室温まで冷却したのちの残留オ−ステナイト中のＣ濃度（Ｃγ）を、試験温度との関係で示した図である。 鋼Ｘ、ＹおよびＺについて、温間での引張試験を歪み量0.10で停止し、室温まで冷却したのち、再度引張試験をしたときのＴＳの上昇量（ΔＴＳ）を、試験温度との関係で示した図である。 プレス成形要領を示した図である。 成形品（ハット部材）の口開き量を示した図である。

以下、本発明を具体的に説明する。なお、成分元素の含有量を表す「％」は、特に断らない限り「質量％」を意味するものとする。
１）成分組成
Ｃ：0.04〜0.1％
Ｃは、鋼を強化するにあたり重要な元素であり、高い固溶強化能を有するとともに、オ−ステナイトを安定化して、温間成形時に残留オ−ステナイトを利用して延性を向上するために不可欠な元素である。さらに、温間成形時には、鋼中のＣは加工で導入された可動転位とその成形温度下で強い相互作用を示して、室温に冷却した後も可動転位はＣで固着された状態になるため、温間加工後に室温で変形したときの強度が著しく上昇する。こうした効果を得るには、少なくとも0.04％以上のＣ添加が必要である。一方、0.1％を超えるＣの過度の添加は、薄鋼板の適用に不可欠なスポット溶接性が劣化するともに、マルテンサイトが著しく硬化して延性をむしろ低下させたり、低温靭性に悪影響を及ぼす。本発明では、後述するNb添加の効果による組織制御で、Ｃの添加を抑制しながら残留オ−ステナイトの安定化を達成することができる。したがって、Ｃ量の上限は0.1％とする。

Si：0.5〜1.2％
Siは、ポリゴナルフェライトの分率を高めるとともに、オーステナイトにＣを偏在させながら炭化物の生成を抑制することで、オーステナイト中の固溶Ｃ濃度を高めて残留オーステナイトを安定化する効果がある。さらに、温間成形時のすべり系を制限する作用があり、可動転位の増殖を促進して転位密度を高め、固溶Ｃとの相互作用によって強度上昇にも寄与する。これらの作用を同時にかつ充分に発現させるには0.5％以上のSi添加が必要である。より好ましくは0.6％以上である。しかしながら、1.2％を超えるSiの添加は、上記した効果が飽和するばかりか、表面性状に甚大な問題を生ずるようになり、化成処理性を阻害することで塗装後の耐食性を大きく低下させる。さらには、へき開破壊を助長して低温靭性の低下を招く。本発明では、後述するNb添加の効果による組織制御で、Siの添加を抑制しながら残留オーステナイトの安定化を達成している。したがって、Si量の上限は1.2％とする。より好ましくは0.8％以下である。

Mn：2.5〜3.5％
Mnは、鋼の熱間脆化の防止ならびに強度確保のために有効であるだけでなく、オ−ステナイトを安定化して残留オ−ステナイトの面積率の確保に有効に作用する。また、変態温度を低下させることで、鋼組織を微細化する作用がある。このため、所定の分率および粒径で残留オ−ステナイトを得るためには、Mn量を2.5％以上にする必要がある。一方、Mn量が3.5％を超えると、偏析層の生成が著しく成形性の劣化を招く。したがって、Mn量は2.5〜3.5％の範囲とする。

Ｐ：0.001〜0.05％
Ｐは、所望の強度に応じて添加する元素であり、またフェライト変態を促進するため、複合組織化にも有効な元素である。こうした効果を得るには、Ｐ量を0.001％以上にする必要がある。一方、Ｐ量が0.05％を超えると、溶接性やめっき性の低下を招く。したがって、Ｐ量は0.001〜0.05％の範囲とする。

Ｓ：0.0001〜0.01％
Ｓは、粒界に偏析して温間加工時に鋼を脆化させるだけでなく、硫化物として存在して局部変形能を低下させるため、その量は0.01％以下とする。好ましくは0.003％以下、より好ましくは0.001％以下である。しかし、生産技術上の制約から、Ｓ量を0.0001％未満まで低減するのは難しい。したがって、Ｓ量は0.0001〜0.01％の範囲とする。好ましくは0.0001〜0.003％、より好ましくは0.0001〜0.001％の範囲である。

Al：0.001〜0.1％
Alは、フェライトを生成させ、強度−延性バランスを向上させるのに有効な元素である。こうした効果を得るには、Al量を0.001％以上にする必要がある。一方、Al量が0.1％を超えると、表面性状の劣化を招く。したがって、Al量は0.001〜0.1％の範囲とする。

Ｎ：0.0005〜0.01％
Ｎは、鋼の耐時効性を劣化させる元素である。特に、Ｎ量が0.01％を超えると、耐時効性の劣化が顕著となる。したがって、Ｎ量は少ないほど好ましいが、生産技術上の制約から、Ｎ量は0.0005％以上にする必要がある。そのため、Ｎ量は0.0005〜0.01％の範囲とする。

Nb：0.01〜0.1％
Nbは、本発明で極めて重要な役割を有する。Nbは、熱間圧延や連続焼鈍などの製造プロセスにおいて再結晶や相変態を抑制する作用を有し、その結果として鋼組織を極微細化する効果を示す。このような組織形態下では、残留オ−ステナイトが塑性拘束の影響で安定化するため、残留オ−ステナイト中のＣ濃度が比較的微量であっても温間での成形過程においては、高い延性を達成することが可能となる。同時に結晶粒の微細化により、温間成形時の転位運動の障害として作用し、可動転位密度の上昇による歪み時効硬化の増大にも寄与する。さらに、このような組織の微細化は、低温靭性の向上にも有効に寄与する。また、Ｃ、Ｎと析出物を形成して強度を上昇する効果も有する。これら効果を有効に発現させるためには。Nb量は0.01％以上とする必要がある。一方、Nbが0.1％を超えると、析出強化が過度に働き、延性や低温靭性の低下を招く。したがって、Nb量は0.01〜0.1％の範囲とする。

残部はFeおよび不可避的不純物である。
しかしながら、以下の理由で、Ti：0.005〜0.1％、Ｖ：0.005〜0.1％から選ばれる少なくとも１種の元素や、Ｂ：0.0003〜0.0050％や、Cr：0.01〜1.0％、Mo：0.01〜1.0％、Ni：0.01〜1.0％、Cu：0.01〜1.0％から選ばれる少なくとも１種の元素を含有させることができる。

Ti：0.005〜0.1％、Ｖ：0.005〜0.1％
Ti、Ｖはいずれも、Ｃ，Ｎと析出物を形成して強度および靭性の向上に有効に寄与する。また、析出強化により鋼を強化するため、所望の強度に応じて添加することができる。また、Tiは、Ｂと同時に含有させた場合には、ＮをTiＮとして析出させるため、ＢＮの析出が抑制され、後述するＢの添加効果が有効に発現される。こうした効果を得るには、Ti量、Ｖ量はそれぞれ0.005％以上にする必要がある。一方、Ti量、Ｖ量が0.1％を超えると、析出強化が過度に働き、延性の低下を招く。したがって、Ti量は0.005〜0.1％、Ｖ量は0.005〜0.1％の範囲で添加することが好ましい。

Ｂ：0.0003〜0.0050％
Ｂは、焼入れ性を向上させて複合組織化を容易にするため、所定の分率でマルテンサイトを得るために必要に応じて添加する。こうした効果を得るには、Ｂ量を0.0003％以上にする必要がある。一方、Ｂ量が0.0050％を超えると、効果が飽和するとともに延性の低下を招く。したがって、Ｂ量は0.0003〜0.0050％の範囲で添加することが好ましい。

Cr：0.01〜1.0％、Mo：0.01〜1.0％、Ni：0.01〜1.0％、Cu：0.01〜1.0％
Cr、Mo、Ni、Cuはいずれも、固溶強化元素としての役割のみならず、オ−ステナイトを安定化して複合組織化を容易にするため、所定の分率で残留オ−ステナイトを得るために必要に応じて添加する。こうした効果を得るには、Cr量、Mo量、Ni量、Cu量は、それぞれ0.01％以上にする必要がある。一方、Cr量、Mo量、Ni量、Cu量がそれぞれ1.0％を超えると、めっき性、成形性、スポット溶接性が低下する。したがって、Cr量は0.01〜1.0％、Mo量は0.01〜1.0％ 、Ni量は0.01〜1.0％、Cu量は0.01〜1.0％の範囲とする。

２）ミクロ組織
ポリゴナルフェライト：20％以上
ベイナイト：10％以上
残留オーステナイトの面積率：３％以上
残留オーステナイトの平均結晶粒径：５μm以下
本発明において、温間成形時の延性の向上と温間加工後の常温での強度の上昇を同時に達成するためには、ポリゴナルフェライトとベイナイトの複合した組織を一定量含有させる必要がある。また、温間成形による延性向上の効果を得るには、所定量の残留オーステナイトを含有させる必要がある。残留オーステナイトは、歪み誘起変態により歪み伝播性を高めて塑性変形能を高める作用があるが、高温では残留オーステナイトが安定化することから、より高歪み域で作用するようになり、一層の延性向上が可能となる。

特に本発明のように、ＣやSiの添加量を抑制して残留オ−ステナイトへのＣ濃化による安定化が期待できない場合には、残留オ−ステナイトの結晶粒径を微細化することによる塑性拘束の作用により、加工に対する安定性を高めて延性を向上させることができる。温間成形においては、加熱によりＣの拡散が促進されるため、残留オ−ステナイト中のＣ濃度が高まり、この効果が顕著に発現される。このためには、温間成形前室温段階で一定量の残留オ−ステナイトを残存させる必要があるが、上記した微細化の効果でこれを実現することができる。また、温間成形で導入された可動転位は主にポリゴナルフェライトに分布し塑性変形を担っている。この可動転位と鋼中のＣが相互作用することで加工硬化能が高まり延性が向上する。また、温間成形時に主にポリゴナルフェライトに導入された可動転位と鋼中のＣとが相互作用することにより、室温に冷却した後も可動転位はＣで固着された状態になるため、温間加工後に室温で変形したときの強度が著しく上昇する。さらに、残留オーステナイトから変態したマルテンサイトとポリゴナルフェライトは大きな硬度差を示すが、中間的な硬度を有するベイナイトを混在させることで局所的な応力集中を抑制して延性の向上に寄与する。
上記した効果を有効に発現させるには、面積率で、ポリゴナルフェライトを20％以上、ベイナイトを10％以上、残留オーステナイトの面積率を３％以上とし、さらに残留オーステナイトの平均結晶粒径を５μm以下とすることが肝要である。

なお、ポリゴナルフェライトの上限は、強度確保の面から70％とすることが好ましい。
また、ベイナイトの上限は、強度確保の面から50％とすることが好ましい。
さらに、残留オ−ステナイトの上限は、過度の含有が靭性や局部延性の低下を招く場合があるため、30％とすることが好ましい。
一方、ポリゴナルフェライトとベイナイトと残留オーステナイト以外の組織は、主にマルテンサイトである。その他、パーライトが混入する場合もあるが、その混入量が20％以下であれば何ら問題はない。

300℃で歪み量0.10の成形後の残留オ−ステナイト中のＣ濃度（Ｃγ₃₀₀）：0.2％以上
ＣやSiの添加量が少ない場合には、温間成形前の鋼板において残留オ−ステナイト中のＣ濃度を高めるのが困難であるため、鋼板の製造過程のみならず温間成形中にも残留オ−ステナイト中にＣを濃化させる必要がある。延性に寄与するには、温間成形時に少なくとも0.2％以上の濃度となる必要がある。なお、Ｃγ₃₀₀量の上限については特に限定されないが1.2％程度が実際的である。

さらに、本発明では、以下に述べる要件を満足させることが有効である。
ポリゴナルフェライトとベイナイトの平均結晶粒径：10μm以下
残留オーステナイトの結晶粒微細化による塑性拘束での安定化のためには、これらが均一かつ微細に分散して局所的な応力の集中を回避する必要がある。一方で、ポリゴナルフェライトとベイナイトから残留オーステナイトへのＣの拡散による濃化を効率的に進めるには、拡散経路となる結晶粒界を多く含むことが好ましい。したがって、ポリゴナルフェライトとベイナイトの結晶粒径は微細であることが好適である。このような効果を得るためには、ポリゴナルフェライトとベイナイトの平均結晶粒径はそれぞれ10μm以下とすることが好ましい。

マルテンサイトの面積率：20％以上
マルテンサイトは、その形成時の体積膨張により隣接するポリゴナルフェライトとの粒界近傍に可動転位を生成する作用を有する。この可動転位は温間成形時の転位源として作用し、塑性変形の進行にともない転位を増殖させる。これらの転位群と鋼中のＣが相互作用することにより歪み時効硬化が発現し、温間加工後の室温での強度上昇に寄与する。また、温間成形時の可動転位と鋼中のＣとの相互作用は、一般的な動的歪み時効現象で見られるように、延性の低下を招いたり、セレーションと呼ばれる変形時の応力の不安定を生ずる。しかしながら、この点については、ポリゴナルフェライトとマルテンサイトを適切に混合させることで、転位源が分散して歪みの伝播性を高めて加工硬化の促進による延性の向上を有効に発現せしめるとともに、応力のセレーションを解消することができる。このような効果を有効に発現するためには、マルテンサイトの面積率は20％以上とすることが好ましい。

室温における歪み量0.10での残留オ−ステナイトの体積率（Ｖγ₀）と300℃における歪み量0.10での残留オ−ステナイトの体積率（Ｖγ₃₀₀）との関係：Ｖγ₃₀₀／Ｖγ₀≧2.0
本発明による鋼板では、上記したように温間での残留オ−ステナイトの安定化に伴い、歪み伝播性が向上（均一伸びが上昇）して延性が向上する。この効果がプレス成形性の向上に有効に寄与するには、比較的高歪みの領域まで残留オ−ステナイトが残存しなければならない。具体的には、300℃における歪み量0.10での残留オ−ステナイトの体積率（Ｖγ₃₀₀）の、室温における歪み量0.10での残留オ−ステナイトの体積率（Ｖγ₀）に対する比を2.0以上にすることが好ましい。

室温における歪み量0.05での加工硬化率（WHR₀）と300℃における歪み量0.05での加工硬化率（WHR₃₀₀）との関係：WHR₃₀₀ / WHR₀ ≧ 1.2
本発明による鋼板では、上記したように温間成形で導入する可動転位とＣとの相互作用に基づく加工硬化の促進にともない、歪み伝播性が向上（均一伸びが上昇）して延性が向上する。この効果がプレス成形性の向上に有効に寄与するには、比較的高歪みの領域で加工硬化率が上昇しなければならない。具体的には、300℃における歪み量0.05での加工硬化率の室温における歪み量0.05での加工硬化率に対する比を1.2以上にすることが好ましい。

室温での引張強度（ＴＳ₀）と300℃で歪み量0.10の予加工を加えたのちの室温での引張強度（ＴＳ₃₀₀）との関係：ＴＳ₃₀₀−ＴＳ₀≧150 MPa
本発明による鋼板では、温間成形時に導入される可動転位とＣの相互作用により加工硬化能が向上するため、同じ歪み量まで加工したとしても温間成形では室温での成形に比較してより大きい転位密度で可動転位が蓄積されている。さらには、これらの可動転位の多くは鋼中のＣで固着された状態にある。このため、温間成形で予加工（プレス加工）を加えたのちに室温で再度の変形を加えた場合には、これらの一連を室温で行った場合に比較して強度が高くなる。この効果を自動車部材の性能、特に衝突特性で有効に発現させて板厚低減による車体軽量化に寄与させるには、300℃で歪み量0.10の予加工を加えたのちの室温での引張強度は室温での引張強度に対して、少なくとも150MPa以上の上昇代を有することが好適である。

室温での引張強度に対する200〜400℃の温度域での引張強度の低下量：150MPa以下
本発明による鋼板は200〜400℃の温度域で温間成形される。一般に、成形温度を上昇させることで歪みの回復や焼き戻し作用などで鋼板強度は低下する傾向を示すが、引張強度の低下が著しい場合には、特に絞り成形で破断耐力が低下してプレス割れの原因になる。したがって、温度域が200〜400℃での引張強度の室温での引張強度に対する低下量は150MPa以下とすることが望ましい。

室温での降伏強度に対する200〜400℃の温度域での降伏強度の上昇量：50MPa以下
本発明による鋼板は、温間成形時に導入される可動転位とＣの相互作用により加工硬化能を向上させる。この相互作用は降伏強度を上昇させる傾向を示すが、その上昇量が著しく大きい場合には、スプリングバック量が増大して温間成形によるプレス部材の寸法精度を損なう場合がある。したがって、温度域が200〜400℃での降伏強度の室温での降伏強度に対する上昇量は50MPa以下とすることが望ましい。

３）温間成形方法
薄鋼板を鋼板温度が200〜400℃で、相当塑性歪み量0.02以上の加工を加える温間成形による延性向上には、歪み伝播性を高めるために、残留オ−ステナイトが室温に比較して高歪み域で安定化する適正な温度範囲でプレス成形を施す必要がある。同時に、温間成形による強度上昇には、導入される歪みと鋼中のＣとを相互作用させるために、Ｃが充分に拡散が可能で、かつ転位が回復、消滅しない適正な温度範囲でプレス成形を施す必要がある。
鋼板温度が200℃未満では、残留オ−ステナイトが充分な安定化を示さず、かつ可動転位が導入されたとしても、Ｃが自由に拡散できないため相互作用が有効に発現しない。一方、400℃超では、残留オ−ステナイトが過度に安定化し歪み誘起変態を生じず、かつ可動転位が導入されたとしても、回復、消滅してしまうため、充分なＣ量を含有していても相互作用が有効に発現しない。
また、温間成形による、相当塑性歪み量が0.02未満の場合には、歪み誘起変態が充分に発現せず歪み伝播性（均一伸び）の向上が認められないばかりか、導入される可動転位の密度が充分でなく、加工硬化の促進による延性の向上や強度の上昇を図ることができない。したがって、温間成形に際しては相当塑性歪み量が0.02以上の条件で成形を行う必要がある。好ましくは相当塑性歪み量：0.10以上である。

なお、本発明で用いられる高強度薄鋼板については、特にその製造方法を規定しないが、一般的な鋼板製造プロセスを利用して製造することが可能であり、その品種としては、熱延鋼板、冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板などが有る。
例えば、熱延鋼板として製造する場合には、スラブは、マクロ偏析を防止するため、連続鋳造法で製造するのが好ましいが、造塊法、薄スラブ鋳造法により製造することもできる。スラブを熱間圧延する時、スラブは再加熱されるが、圧延荷重の増大を防止するため、加熱温度は1150℃以上にすることが好ましい。また、スケ−ルロスの増大や燃料原単位の増加を防止するため、加熱温度の上限は1300℃とすることが好ましい。
熱間圧延は、粗圧延と仕上圧延により行われるが、仕上圧延は、冷間圧延・焼鈍後の成形性の低下を防ぐために、Ａr₃変態点以上の仕上温度で行うことが好ましい。また、結晶粒の粗大化による組織の不均一やスケ−ル欠陥の発生を防止するため、仕上温度は950℃以下とすることが好ましい。熱間圧延後の鋼板は、必要な残留オ−ステナイトの面積率を確保する観点から、仕上げ圧延後は１秒以内に20℃/s以上の冷却速度で650℃以下まで冷却したのち、350〜500℃の巻取温度で巻取ることが好ましい。
一方、以下に述べる冷延鋼板として製造する場合のように、酸洗および冷間圧延などの次工程が続く場合には、スケ−ル欠陥の防止や良好な形状性の確保の観点から、仕上げ圧延後は500〜700℃の巻取温度で巻取ることが好ましい。

冷延鋼板として製造する場合には、上記した巻取り後の熱延鋼板から、スケ−ルを酸洗などにより除去した後、ポリゴナルフェライトやベイナイトを効率的に生成させるため、圧下率40％以上で冷間圧延することが好ましい。冷間圧延後の鋼板はＡc₁変態点以上で（Ａc₃＋50）℃以下の温度域に加熱後、30〜500ｓ均熱し、３〜30℃/ｓの平均冷却速度で600℃以下の冷却停止温度まで一次冷却する際に、とくに750℃から600℃の範囲を15℃/s以上の冷却速度とするように冷却した後、350〜500℃の温度域で10ｓ以上のオ−ステンパ処理を施したのち、２次冷却する方法によって製造することができる。

溶融亜鉛めっき鋼板として製造する場合には、上記した巻取り後の熱延鋼板から、スケ−ルを酸洗などにより除去した後、ポリゴナルフェライトやベイナイトを効率的に生成させるため、圧下率40％以上で冷間圧延することが好ましい。冷間圧延後の鋼板はＡc₁変態点以上で（Ａc₃＋50）℃以下の温度域に加熱後、30〜500ｓ均熱し、３〜30℃/ｓの平均冷却速度で600℃以下の冷却停止温度まで一次冷却後に、350〜500℃の温度域で10ｓ以上のオ−ステンパ処理をしたのち、Al量を0.10〜0.20mass％含む亜鉛めっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっき処理を施し、ついでめっきの目付け量を調整するために必要に応じてワイピングを行ったのち、２次冷却することによって製造できる。なお、めっき中のFe濃度を調整して、めっきの密着性や塗装後の耐食性を向上させるために、２次冷却に先んじて450〜600℃の温度域で亜鉛めっきを合金化処理することもできる。

（実施例１）
表１に示す成分組成の鋼種Ａ〜Ｋを真空溶解炉により溶製し、分塊圧延でシ−トバ−スラブとした。これらのシ−トバ−スラブを、熱延鋼板の製造工程を模して、1250℃に加熱し、粗圧延を施したのち、仕上げ圧延を850〜920℃で行い、引続いて１秒以内に水溶性焼入れ液に浸漬して25℃/sの冷却速度で600℃まで冷却したのち、300〜600℃で１時間保持したのち炉冷する巻取相当熱処理を施して、組織構成を調整した熱延鋼板を作製した。
また、一部については、冷延鋼板の製造工程を模して、上記した熱延鋼板に酸洗を施して表面のスケ−ルを除去し、さらに圧下率50％の冷間圧延を施した。引き続き、750〜900℃で300ｓの均熱処理を施した後に、200〜500℃まで平均冷却速度を10℃/s、750℃から600℃の冷却速度を20℃/sとするガス冷却を施して冷却し、200〜500℃の温度域に30〜1800ｓ保持したのち室温まで冷却し、組織構成を調整した種々の鋼板を作製した。
さらに、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造工程を模して、上記した均熱処理、冷却、保持の工程ののち、525℃に再加熱し15ｓ保持したのち室温まで冷却し、組織構成を調整した種々の鋼板を作製した。
これら鋼板は、それぞれのサンプル作製の手順に従い、熱延鋼板（HOT）、冷延鋼板（COLD）、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（GA）に品種を分類した。

得られた鋼板について、鋼組織の同定を行うとともに、その面積分率を測定した。
ミクロ組織は鋼板の圧延方向に平行な板厚断面について、ナイタ−ルによる腐食現出組織を走査型電子顕微鏡（SEM）で5000倍に拡大して鋼組織を同定した。これを画像解析ソフト（Image−Pro ；Cybernetics社製）により解析し各相の面積率を求めた。但し、マルテンサイトと残留オ−ステナイトは区別が困難であるため、これらについては総和の面積率を求めて、後述する方法で残留オ−ステナイトの面積率を別に求めると共に、これを差し引くことでマルテンサイトの面積率とした。
また、鋼板を板厚1/4の位置まで研磨した後に、さらに0.1mm化学研磨した面を測定面として、Ｘ線回折装置でMoのKα線を用いて、fcc鉄の（200）、（220）、（311）面とbcc鉄の（200）、（211）、（220）面のピ−クの積分強度を測定し、そのすべての組合せについてfccの比率を算出し、その平均値をもって残留オ−ステナイトの体積率を求め、３次元的に均質として、これを残留オ−ステナイトの面積率とした。
同時に、上記したSEM観察によるミクロ組織より、フェライトとベイナイトについて粒界のみを描画し、画像処理ソフトにより各結晶粒を円と見なしたときの直径（円相当径）を導出し、これらを平均してフェライトおよびベイナイトの平均結晶粒径とした。
また、残留オーステナイトの平均結晶粒径は、上記したSEM観察にあたり、200℃で200分の熱処理を施した後に腐食を実施することで、マルテンサイトに相当する部分では焼戻しにより下部組織が現出され易く残留オーステナイトと異なる形態を示すことから、この下部組織が現出しない相を残留オーステナイトとみなし、上記した画像解析を行うことにより求めた。本発明において、対称とする残留オーステナイトの粒径の下限値は、測定限界である0.01μmとした。

また、圧延方向と直角方向にJIS５号引張試験片を採取し、JIS Z 2241に準拠して、20mm/minのクロスヘッド速度で室温での引張試験を行って、ＴＳおよびＹＳを測定した。
これら鋼板より、表２に示す鋼組織、母材特性を有する鋼板を抽出し、以下に示す温間引張試験および温間プレス試験に供した。

温間成形での特性を評価するために、圧延方向と直角方向にJIS５号引張試験片を採取し、JIS Z 2241に準拠して、20mm/minのクロスヘッド速度で、試験温度が200〜400℃の範囲で引張試験を行い、機械的性質を評価した。このときの300℃での試験と室温での試験において歪み量0.10で試験を停止し、このときの残留オ−ステナイトの面積率を上記した方法で測定し、300℃における歪み量0.10での残留オ−ステナイトの体積率の室温における歪み量0.10での残留オ−ステナイトの体積率に対する比を求めた。
また、300℃での試験と室温での試験における応力−歪み関係から、300℃における歪み量0.05での加工硬化率の室温における歪み量0.05での加工硬化率に対する比を求めた。室温でのＴＳから試験温度が200〜400℃で最も低いＴＳを差し引くことで温間加工時のＴＳ低下量を求めた。また、試験温度が200〜400℃で最も高いＹＳから室温でのＹＳを差し引く事で温間加工時のＹＳ上昇量を求めた。
さらに、300℃での温間引張試験を歪み量が0.10の時点で停止し、室温に冷却した後に再度引張試験を実施して、機械的性質を評価した。300℃で歪み量0.10の予加工を加えたのちの室温での引張強度から室温での引張強度を差し引く事で温間加工後のＴＳ上昇量を求めた。

これら鋼板に温間プレス成形を施し、プレス成形性およびプレス成形品を用いた耐衝撃特性を評価した。鋼板は220mm×300mmのサイズのブランク板とし、300℃に加熱したのち、長手方向に300mmのハット断面形状の部材を図４に模式的示す方法でプレス成形を施し、割れの発生しない最大の成形高さ（限界成形高さ）を測定し、300℃における限界成形高さの室温における限界成形高さに対する比を求めた。また、同様の試験を成形高さ30mmで試験を停止して、成形品の縦壁部について、平面歪み変形を仮定して板厚減少量から相当ひずみを算出した。

また、図５に示すように成形品の口開き量を測定し、300℃における口開き量の室温における口開き量に対する比を求めた。さらに、このハット部材の底部に同一の鋼板を溶接してハット断面形状の角柱状の部品を作製し、この長手軸方向に高さ10ｍの位置から重量が750kgの重錘を落下衝突させて変位および荷重を測定した。このときの荷重値を変位50mmまで積分して吸収エネルギ−を算出し、300℃で成形したハット部品での吸収エネルギ−の室温で成形したハット部品の吸収エネルギ−に対する比を求めた。

化成処理性は、これら鋼板にリン酸塩処理を施し、生成した化成皮膜で評価した。リン酸塩処理は鋼板の表面をアルカリ脱脂剤で洗浄したのち水洗し、リン酸塩処理浴に120秒浸漬し、これを水洗、乾燥することで行った。比較のため、標準的な軟鋼板も同様に処理した。処理後の表面を走査型電子顕微鏡（SEM）で5000倍に拡大して化成皮膜を観察した。また、クロム酸を用いて被膜を溶解除去し、その前後の重量差から被膜重量を測定した。化成被膜が鋼板の表面を完全に被覆しているものを合格（○）とし、部分的に下地が露出しているものは不合格（×）と判定した。また、被膜重量が比較の軟鋼板に比較して15％以上小さいものは不合格（×）と判定した。

スポット溶接性は、同鋼種２枚合わせの溶接継ぎ手を作製し、その継ぎ手強度で評価した。スポット溶接はWES7301に準じて施工し、低炭素鋼の溶接条件例のＡクラスに該当する溶接条件にて実施した。このとき、溶接電流値を種々変化させてJIS Z 3140に記載のＡ級の最小値に相当するナゲット径を形成する条件を標準条件とした。当該条件にて継ぎ手強度試験を、JIS Z 3136に準拠した剪断引張強度およびJIS Z 3137に準拠した十字引張強度の２種類で実施した。このときの十字引張強度を剪断引張強度で除した値が0.5以上のものを合格（○）、0.5未満のものを不合格（×）と判定した。

低温靭性は、シャルピ−試験機を用いた低温衝撃試験により評価した。試験片形状がＶノッチのシャルピ−試験をJIS Z 2242に準じて種々の温度で実施し、破面観察から延性破面率を測定した。このときに、延性破面率が50％となる温度である破面遷移温度を求めた。破面遷移温度が−40℃以下のものを合格（○）、−40℃超のものを不合格（×）と判定した。
得られた結果を表３に示す。

同表に示したとおり、本発明例による鋼板は、300℃で成形した場合には室温で成形した場合に比較して、限界成形高さが20％以上の向上を示しながら、これによる口開き量の増加は５％以内と寸法精度の低下は認められず、温間成形の適用で著しくプレス成形性が向上している。また、重錘落下試験での吸収エネルギーも300℃での成形部品では室温での成形部品に比較して15％以上の上昇を示し、耐衝撃特性にも優れていることがわかる。さらに、化成処理性、スポット溶接性、低温靭性といった実用特性も良好である。

Claims (10)

1. 質量％で、Ｃ：0.04〜0.1％、Si：0.5〜1.2％、Mn：2.5〜3.5％、Ｐ：0.001〜0.05％、Ｓ：0.0001〜0.01％、Al：0.001〜0.1％、Ｎ：0.0005〜0.01％およびNb：0.01〜0.1％を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、組織は、面積率で、ポリゴナルフェライトを20％以上、ベイナイトを10％以上、残留オーステナイトを３％以上含有し、かつ残留オーステナイトの平均結晶粒径が５μm以下であり、さらに300℃において歪み量0.10の成形後の残留オ−ステナイト中のＣ濃度（Ｃγ₃₀₀）が0.2％以上で、引張強度が780MPa以上であることを特徴とする成形性および強度上昇能に優れたに優れた温間成形用薄鋼板。
2. ポリゴナルフェライトとベイナイトの平均結晶粒径が、それぞれ10μm以下であることを特徴とする請求項１に記載の温間成形用薄鋼板。
3. マルテンサイトを面積率で20％以上含有することを特徴とする請求項１または２に記載の温間成形用薄鋼板。
4. 室温における歪み量0.10での残留オーステナイトの体積率（Ｖγ₀）と300℃における歪み量0.10での残留オーステナイトの体積率（Ｖγ₃₀₀）とが下記式（１）を満足することを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載の温間成形用薄鋼板。
   記
   Ｖγ₃₀₀ ／ Ｖγ₀ ≧ 2.0 --- （１）
5. 室温における歪み量0.05での加工硬化率（WHR₀）と300℃における歪み量0.05での加工硬化率（WHR₃₀₀）とが下記式（２）を満足し、かつ、室温での引張強度（ＴＳ₀）と300℃で歪み量0.10の予加工を加えたのちの室温での引張強度（ＴＳ₃₀₀）とが下記式（３）を満足することを特徴とする請求項１〜４のいずれかに記載の温間成形用薄鋼板。
   記
   WHR₃₀₀ / WHR₀ ≧ 1.2 --- （２）
   ＴＳ₃₀₀ − ＴＳ₀ ≧ 150 MPa --- （３）
6. 室温での引張強度に対する200〜400℃の温度域での引張強度の低下量が150MPa以下であり、室温での降伏強度に対する200〜400℃の温度域での降伏強度の上昇量が50MPa以下であることを特徴とする請求項１〜５のいずれかに記載の温間成形用薄鋼板。
7. 成分組成として、質量％でさらに、Ti：0.005〜0.1％およびＶ：0.005〜0.1％から選ばれる少なくとも１種の元素を含有することを特徴とする請求項１〜６のいずれかに記載の温間成形用薄鋼板。
8. 成分組成として、質量％でさらに、Ｂ：0.0003〜0.0050％を含有することを特徴とする請求項１〜７のいずれかに記載の温間成形用薄鋼板。
9. 成分組成として、質量％でさらに、Cr：0.01〜1.0％、Mo：0.01〜1.0％、Ni：0.01〜1.0％およびCu：0.01〜1.0％から選ばれる少なくとも１種の元素を含有することを特徴とする請求項１〜８のいずれかに記載の温間成形用薄鋼板。
10. 請求項１〜９のいずれかに記載の温間成形用薄鋼板を、鋼板温度が200〜400℃で、相当塑性歪み量0.02以上の加工を加えることを特徴とする成形性および強度上昇能に優れた温間成形方法。
    
    

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