WO2012118081A1 - 温間での深絞り性に優れた高強度鋼板およびその温間加工方法 - Google Patents

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WO2012118081A1
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steel sheet
ferrite
less
warm
strength
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PCT/JP2012/054949
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村上　俊夫
エライジャ 柿内
英雄 畠
浅井　達也
直気 水田
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株式会社神戸製鋼所
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    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength steel sheet excellent in deep drawability in warm and a warm working method thereof.
  • the high-strength steel sheet of the present invention includes a cold-rolled steel sheet, a hot-dip galvanized steel sheet, and an alloyed hot-dip galvanized steel sheet.
  • Thin steel plates used for automobile framework parts are required to have high strength in order to achieve collision safety and improved fuel efficiency. Therefore, it is required to ensure press formability while increasing the strength of the steel plate to 980 MPa class or higher. It is known that in a high-strength steel sheet of 980 MPa class or higher, it is effective to use steel utilizing the TRIP effect to achieve both high strength and formability (for example, see Patent Document 1).
  • Patent Document 1 discloses a high-strength steel sheet containing bainite or bainitic ferrite as a main phase and containing retained austenite ( ⁇ R ) in an area ratio of 3% or more.
  • this high-strength steel sheet has a tensile strength at room temperature of 980 MPa or more and does not reach an elongation of 20%, and further improvement in mechanical properties (hereinafter also simply referred to as “characteristics”) is required.
  • the TRIP steel sheet has a particular advantage in deep drawability over ductility represented by short-axis tensile elongation (see, for example, Non-Patent Document 1 and Patent Document 2). That is, it is generally considered that the r-value dominates the deep drawability of the steel sheet.
  • the vertical wall portion of the deep draw is improved in ductility due to the manifestation of the TRIP effect, while the reduced flange portion is reversed. It is known that when the TRIP phenomenon is suppressed, it is difficult to be cured, the inflow of the material is facilitated, and the deep drawability is improved.
  • the formability can be further improved by raising the forming temperature because the formability is limited even in the case of cold forming in the TRIP steel sheet. Specifically, by forming at around 150 ° C. where ductility is increased, the limit drawing ratio (LDR) can be improved to 2.28 by promoting hardening by strain-induced martensitic transformation at the punch shoulder. (See Non-Patent Document 2).
  • Non-Patent Document 2 has a tensile strength (TS) of less than 980 MPa as shown in Table 1 of the same document, and both higher strength and further improvement in formability are required. .
  • TS tensile strength
  • the present invention has been made paying attention to the above circumstances, and an object thereof is to provide a high-strength steel sheet excellent in warm drawability while ensuring a strength of 980 MPa or more and a warm working method thereof. It is in.
  • the invention described in claim 1 % By mass (hereinafter the same for chemical components) C: 0.02 to 0.3%, Si: 1.0 to 3.0%, Mn: 1.8 to 3.0%, P: 0.1% or less (including 0%), S: 0.01% or less (including 0%), Al: 0.001 to 0.1%, N: 0.002 to 0.03% And the balance has a component composition consisting of iron and impurities,
  • the area ratio for all tissues hereinafter the same for tissues
  • KAM value the frequency distribution curve of the Kernel Average Misoration value
  • composition further Cr: 0.01 to 3.0% Mo: 0.01 to 1.0%, Cu: 0.01 to 2.0%, Ni: 0.01 to 2.0%,
  • the invention according to claim 3 Ingredient composition further Ca: 0.0005 to 0.01%, Mg: 0.0005 to 0.01%, 3.
  • the invention according to claim 4 A high-strength steel sheet warm working method characterized in that the high-strength steel sheet according to any one of claims 1 to 3 is processed within 3600 s after being heated to 100 to 400 ° C.
  • bainitic ferrite 45 to 85%, retained austenite: 3% or more, martensite + residual austenite: 10 to 50%, ferrite: 5 to 45% in terms of area ratio to the whole structure
  • the residual austenite has a C concentration (C ⁇ R ) of 0.6 to 1.2% by mass, and the KAM value is 0.4 ° or less with respect to the total frequency in the frequency distribution curve of the KAM value.
  • the relationship between the frequency ratio X KAM ⁇ 0.4 ° (unit:%) and the ferrite area ratio V ⁇ (unit:%) satisfies X KAM ⁇ 0.4 ° / V ⁇ ⁇ 0.8.
  • the number of cementite particles having an equivalent circle diameter of 0.1 ⁇ m or more present at the interface between the ferrite and the hard second phase other than the ferrite is 3 or less per 1 ⁇ m 2 of the hard second phase.
  • TRIP steel is used to promote strain-induced transformation in the low strain rate region, while in the high strain rate region, the matrix ( It was found that it was effective to reduce the strength of the parent phase).
  • the matrix (matrix) By making the relationship between 4 ° (unit:%) and ferrite area ratio V ⁇ (unit:%) satisfy X KAM ⁇ 0.4 ° / V ⁇ ⁇ 0.8, the matrix (matrix) ),
  • the area ratio of retained austenite ( ⁇ R ) is 3% or more, and the C concentration (C ⁇ R ) in ⁇ R is 0.6 to 1.2% by mass.
  • Deep drawability is enhanced by imparting a strength difference between the punch shoulder and the reduced flange by accelerating the TRIP phenomenon (strain-induced transformation) in the region to promote work hardening and improve the strength. I found out.
  • the number of cementite particles having an equivalent circle diameter of 0.1 ⁇ m or more present at the interface between ferrite and the hard second phase may be 3 or less per 1 ⁇ m 2 of the hard second phase.
  • the steel sheet of the present invention is based on the structure of TRIP steel as in the prior art, and in particular, the amount of strain in the ferrite is controlled after containing a predetermined amount of ferrite. This is different from the above prior art in that a predetermined amount of ⁇ R having a predetermined carbon concentration is contained and the density of cementite particles precipitated at the interface between the ferrite and the hard second phase is controlled.
  • “Bainitic ferrite” in the present invention has a substructure having a lath-like structure with a high dislocation density in the bainite structure and is free of carbides in the structure. It is clearly different, and is also different from the polygonal ferrite structure with a substructure with little or no dislocation density, or a quasi-polygonal ferrite structure with a substructure such as fine subgrains. (See the publication “Steel Bainite Photobook-1”). This structure exhibits an acicular shape when observed with an optical microscope or SEM, and is difficult to distinguish. Therefore, in order to determine a clear difference from a bainite structure or a polygonal / ferrite structure, the structure of the lower structure by TEM observation is determined. Identification is necessary.
  • bainitic ferrite having a uniform and fine structure, high ductility, high dislocation density and high strength as the parent phase.
  • the amount of the bainitic ferrite structure needs to be 45 to 85% (preferably 55 to 85%, more preferably 65 to 85%) in terms of the area ratio with respect to the entire structure. is there. This is because the effect of the bainitic ferrite structure is effectively exhibited. Note that the amount of the bainitic ferrite structure is determined by the balance with ⁇ R, and it is recommended that the amount be controlled appropriately so that desired characteristics can be exhibited.
  • ⁇ contains 3% or more of retained austenite ( ⁇ R ) in area ratio with respect to the entire structure> ⁇ R is useful for improving the total elongation, and in order to effectively exhibit such action, the area ratio is 3% or more (preferably 5% or more, more preferably 10% or more) with respect to the entire structure. It is necessary to exist.
  • Ferrite 5 to 45%>
  • Ferrite is polygonal ferrite, but since ferrite is a soft phase, it does not contribute to high strength, but it is effective in increasing ductility, so it balances strength and elongation.
  • the area ratio of 5% or more preferably 10% or more, more preferably 15% or more
  • the strength is 45% or less (preferably 40% or less, more preferably 35% or less).
  • C ⁇ R concentration of residual austenite ( ⁇ R ) (C ⁇ R ): 0.6 to 1.2% by mass>
  • C ⁇ R is an index that affects the stability with which ⁇ R transforms into martensite during processing. If C ⁇ R is too low, ⁇ R is unstable, and after the application of stress, work-induced martensitic transformation occurs before plastic deformation, so that stretch formability cannot be obtained. On the other hand, if C ⁇ R is too high, ⁇ R becomes too stable, and even if processing is applied, work-induced martensitic transformation does not occur, so that stretch formability cannot be obtained. In order to obtain sufficient stretch formability, C ⁇ R needs to be 0.6 to 1.2% by mass. Preferably, the content is 0.7 to 0.9% by mass.
  • X KAM ⁇ 0.4 ° / V ⁇ is 0.8 or more in order to ensure elongation while reducing the degree of strength reduction by reducing the amount of ferrite in the ferrite as much as possible and reducing the amount of ferrite introduced.
  • it is 0.9 or more, more preferably 1.1 or more.
  • Bainite including 0%>
  • Steel sheet of the present invention the tissue only but may consist (bainitic ferrite, martensite, mixed structure of ferrite and gamma R), within a range not to impair the effects of the present invention, as other heterologous tissue , May have bainite.
  • this structure can inevitably remain in the manufacturing process of the steel sheet of the present invention, the smaller the number, the better. It is recommended to control the area ratio to 5% or less, more preferably 3% or less with respect to the entire structure. Is done.
  • each phase area ratio, gamma C concentration (C [gamma] R) of R, KAM value, and the size and the method of measuring the presence density of cementite particles [Each phase area ratio, gamma C concentration (C [gamma] R) of R, KAM value, and the size and the method of measuring the presence density of cementite particles]
  • each phase area ratio, gamma C concentration of R (C ⁇ R), KAM value and will be described the method of measuring the size and the density thereof of cementite particles.
  • the white area is defined as “martensite + residual austenite ( ⁇ R )” by repeller corrosion of the steel sheet and observation with a transmission electron microscope (TEM; magnification: 1500 times). After identifying the tissue, the area ratio of each phase was measured by optical microscope observation (magnification 1000 times).
  • gamma for the area ratio and gamma C concentration of R in the R was ground to a thickness of 1/4 of each sample steel plates was measured by X-ray diffraction method from the chemical polishing (ISIJ Int Vol.33, (1933), No.7, p.776).
  • ASIJ Int Vol.33, (1933), No.7, p.776 As for the area ratio of ferrite, each test steel sheet was subjected to nital corrosion, and the black area was identified as ferrite by observation with a scanning electron microscope (SEM; magnification 2000 times) to obtain the area ratio.
  • each test steel sheet was mirror-polished, further electropolished, and then backscattered in a 500 ⁇ m ⁇ 500 ⁇ m region at 1 ⁇ m 0.2 ⁇ m with a scanning electron microscope (Philips XL30S-FEG). A diffraction image was measured, and the KAM value at each measurement point was determined using analysis software (OIM system manufactured by Tecsem Laboratories).
  • Component composition of the steel sheet of the present invention C: 0.02 to 0.3% C is an essential element for obtaining a desired main structure (bainitic ferrite + martensite + ⁇ R ) while ensuring high strength, and 0. It is necessary to add 02% or more (preferably 0.05% or more, more preferably 0.10% or more). However, if it exceeds 0.3%, it is not suitable for welding.
  • Si 1.0 to 3.0% Si is an element that effectively suppresses the generation of carbides by decomposition of ⁇ R.
  • Si is useful as a solid solution strengthening element.
  • it is necessary to add 1.0% or more of Si.
  • it is 1.1% or more, More preferably, it is 1.2% or more.
  • Si is added in excess of 3.0%, dissolution of cementite during heating in the two-phase region is hindered, the density of coarse cementite particles having a circle equivalent diameter of 0.1 ⁇ m or more is increased, and the characteristics are deteriorated.
  • the hot deformation resistance becomes high and brittleness of the weld is likely to occur, and the surface properties of the steel sheet are also adversely affected. Is 3.0%. Preferably it is 2.5% or less, More preferably, it is 2.0% or less.
  • Mn 1.8-3.0%
  • Mn also exerts an effect of promoting transformation and promoting the formation of bainitic ferrite + martensite structure. Furthermore, it is an element necessary for stabilizing ⁇ and obtaining a desired ⁇ R. In order to exhibit such an action effectively, it is necessary to add 1.8% or more. Preferably it is 1.9% or more, more preferably 2.0% or more. However, if added over 3.0%, similarly to the above Mn, dissolution of cementite during heating in the two-phase region is hindered, and the existence density of coarse cementite particles having an equivalent circle diameter of 0.1 ⁇ m or more is increased, resulting in deterioration of characteristics. In addition, adverse effects such as cracking of the cast slab are observed. Preferably it is 2.8% or less, more preferably 2.5% or less.
  • P 0.1% or less (including 0%) P is inevitably present as an impurity element, but is an element that may be added to ensure desired ⁇ R. However, when it exceeds 0.1%, secondary workability deteriorates. More preferably, it is 0.03% or less.
  • S 0.01% or less (including 0%) S is also an element unavoidably present as an impurity element, forms sulfide inclusions such as MnS, and becomes a starting point of cracking and deteriorates workability. Preferably it is 0.01% or less, More preferably, it is 0.005% or less.
  • Al 0.001 to 0.1%
  • Al is an element which is added as a deoxidizer and effectively suppresses the generation of carbides by decomposition of ⁇ R in combination with Si. In order to exhibit such an action effectively, it is necessary to add 0.001% or more of Al. However, even if added excessively, the effect is saturated and is economically wasteful, so the upper limit is made 0.1%.
  • N 0.002 to 0.03%
  • N is an unavoidable element, but forms a precipitate when combined with carbonitride-forming elements such as Al and Nb, and contributes to strength improvement and microstructure refinement.
  • austenite grain coarsening the N content is too low, as a result, the aspect ratio for gamma R which elongated lath structure becomes mainly increases.
  • the N content is too high, casting becomes difficult with low carbon steel such as the material of the present invention, and therefore the production itself cannot be performed.
  • the steel of the present invention basically contains the above components, and the balance is substantially iron and unavoidable impurities, but the following allowable components can be added as long as the effects of the present invention are not impaired. .
  • Mo 0.01 to 3.0%
  • Cu 0.01 to 2.0%
  • Ni 0.01 to 2.0%
  • B One or more elements of 0.00001 to 0.01% These elements are useful as steel strengthening elements, and are effective elements for stabilizing ⁇ R and securing a predetermined amount.
  • Mo 0.01% or more (more preferably 0.02% or more)
  • Cu 0.01% or more
  • Ni 0.01% or more
  • B 0.00001% or more (more preferably 0.0002% or more) are recommended.
  • Cr is 3.0%, Mo is 1.0%, Cu and Ni are each 2.0%, and even if B is added over 0.01%, the above effect is saturated, economically. It is useless. More preferably, Cr is 2.0% or less, Mo is 0.8% or less, Cu is 1.0% or less, Ni is 1.0% or less, and B is 0.0030% or less.
  • Ca 0.0005 to 0.01%
  • Mg 0.0005 to 0.01%
  • REM One or more of 0.0001 to 0.01%
  • These elements are effective elements for controlling the form of sulfide in steel and improving workability.
  • examples of the REM (rare earth element) used in the present invention include Sc, Y, and lanthanoid.
  • Ca and Mg are each added to 0.0005% or more (more preferably 0.0001% or more), and REM is added to 0.0001% or more (more preferably 0.0002% or more). It is recommended to do.
  • Ca and Mg are added in an amount of 0.01% and REM is added in excess of 0.01%, the above effects are saturated, which is economically wasteful. More preferably, Ca and Mg are 0.003% or less, and REM is 0.006% or less.
  • the steel sheet of the present invention is processed within 3600 s (more preferably within 1200 s) after heating to an appropriate temperature between 100 and 400 ° C.
  • Elongation and deep drawability can be maximized by processing before the decomposition of ⁇ R occurs under temperature conditions where the stability of ⁇ R is optimal.
  • Parts processed by this warm processing method have a uniform strength after cooling within the cross section, and there are fewer low-strength parts than parts with a large strength distribution in the same cross section, thus increasing the part strength. be able to.
  • a steel sheet containing ⁇ R generally has a low yield ratio and a high work hardening rate in a low strain region. Therefore, in the region where the applied strain amount is small, the strength after applying the strain, in particular, the strain amount dependency of the yield stress becomes very large.
  • the amount of strain applied varies depending on the part, and there is a region where strain is hardly applied partially. For this reason, a large strength difference may occur between a region where machining is performed and a region where machining is not performed in the component, and a strength distribution may be formed in the component.
  • deformation and buckling occur due to the yielding of the low-strength region, so that the part having the lowest strength is rate-determined.
  • the reason why the yield stress is low in the steel containing ⁇ R is thought to be that when ⁇ R is introduced, martensite formed at the same time introduces mobile dislocations in the surrounding matrix during transformation. Therefore, if this dislocation movement is prevented even in a region where the amount of processing is small, the yield stress can be improved and the component strength can be increased.
  • it is effective to heat the material to eliminate the movable dislocations or to stop it by strain aging such as solute carbon, which can increase the yield stress.
  • the steel sheet of the present invention is produced by hot rolling a steel material satisfying the above component composition, followed by cold rolling, followed by heat treatment.
  • the hot rolling conditions are not particularly limited.
  • the hot rolling finishing temperature (rolling end temperature, FDT) may be 800 to 900 ° C.
  • the winding temperature may be 300 to 600 ° C.
  • Cold rolling conditions Further, heat treatment is performed under the following heat treatment conditions while the cold rolling ratio during cold rolling is 10 to 90% (more preferably 30 to 60%).
  • Heat treatment conditions Regarding heat treatment conditions, after heating for a predetermined time in the high temperature region of the ⁇ single phase region during heating to release the strain in the ferrite, soaking in the ( ⁇ + ⁇ ) two phase region to austenite a certain amount, and a predetermined cooling rate Then, after quenching and supercooling, a desired structure can be obtained by holding at the supercooling temperature for a predetermined time and austempering. It should be noted that plating or further alloying treatment may be performed without significantly degrading the desired structure and within the range not impairing the action of the present invention.
  • the cold-rolled material after the cold rolling is heated in the temperature range of 600 to Ac1 with a stay time of (Ac1-600) s or more, and (0.5Ac1 + 0.5Ac3) to (0.1Ac1 + 0). .9Ac3) is held for 3600s or less in the temperature range (soaking temperature), and then cooled rapidly to a temperature range of 350 to 500 ° C at an average cooling rate of more than 15 ° C / s. Hold at a (supercooling temperature) for 10 to 1800 s for an austempering process, and then cool to room temperature. Alternatively, after maintaining at a soaking temperature, a step of gradually cooling to an appropriate temperature of 600 ° C.
  • ⁇ Temperature rise in the temperature range of 600 to Ac1 ° C. with a stay time of (Ac1-600) s> This is to promote the recovery and recrystallization of ferrite by allowing them to stay in a high temperature region for a long time before reverse transformation, thereby releasing the strain in the ferrite.
  • the temperature is preferably raised in the temperature range of 600 to Ac1 ° C. with a residence time of 200 s or more, and more preferably with a residence time of 1000 s or more.
  • the preferable lower limit of the annealing and heating time is 60 s. By increasing the heating time, strain in the ferrite can be further removed and dissolution of coarse cementite can be promoted.
  • test steels having the respective component compositions shown in Table 1 below were melted in vacuum to form a slab having a plate thickness of 30 mm, and then the slab was heated to 1200 ° C., rolling end temperature (FDT) 900 ° C., and winding temperature 650
  • the steel sheet was hot-rolled at 2.4 ° C. to a sheet thickness of 2.4 mm, then cold-rolled at a cold rolling rate of 50% to obtain a cold-rolled material having a sheet thickness of 1.2 mm, and subjected to the heat treatment shown in Table 2 below.
  • the cold rolled material is heated from 600 ° C. to a soaking temperature T1 ° C. at a heating rate of HR 1 ° C./s, held at that temperature for t1 seconds, and then cooled at a cooling rate of CR 1 ° C./s.
  • Cool to the cooling speed change temperature T2 ° C then cool to the cooling stop temperature (supercooling temperature) T3 ° C at a cooling rate of CR2 ° C / s, hold at that temperature for t3 seconds, and then air cool or stop cooling
  • air cooling was performed.
  • TS tensile strength
  • LDR limit drawing ratio
  • TS was measured using a JIS No. 5 test piece by a tensile test.
  • the tensile test at room temperature is performed at a strain rate of 1 mm / s, and the warm tensile test is performed immediately after heating to a predetermined temperature (that is, within 3600 s).
  • a strain rate of 1000 mm / s corresponding to a high strain rate region (abbreviated as “high speed” in Table 3 below).
  • warm LDR was performed using a cylindrical mold having a die diameter of 53.4 mm, a punch diameter of 50.0 mm, and a shoulder R of 8 mm, and a test piece having a diameter of 80 to 140 mm at a crease-reducing pressure of 9.8 kN.
  • a predetermined temperature ie, within 3600 s
  • measurement was performed by deep drawing.
  • steel No. which is the steel sheet of the present invention.
  • 1 to 3 9 to 16, 21, and 24, all of the steel grades satisfying the range of the component composition of the present invention were used, and the heat treatment was performed under the recommended heat treatment conditions.
  • steel No. which is a comparative steel.
  • steel grades that do not satisfy the requirements of the component composition stipulated in the present invention were used, and although heat treatment was performed under the recommended heat treatment conditions, the requirements of the structure stipulation of the present invention were not satisfied, The strain dependency of the strength (TS) at the time of molding is small, and the deep drawability (LDR) during warming is inferior.
  • steel No. another comparative steel. 17-20, 22 and 23 all satisfy the requirements of the structure of the present invention as a result of heat treatment under conditions outside the recommended heat treatment conditions, although steel grades satisfying the range of the component composition of the present invention were used.
  • the strain dependency of the strength (TS) at the time of warm forming is small, and the deep drawability (LDR) in warm is inferior.
  • Steel No. Nos. 2, 28, and 29 measure the warming characteristics by changing the heating temperature of the steel plate produced by performing the heat treatment under substantially the same heat treatment conditions using the same steel type in order to confirm the appropriate range of the warm working temperature. It is what I did. By comparing these data, steel no. Both Nos. 28 and 29 were processed at a temperature outside the recommended warm processing temperature range, so that the desired deep drawability (LDR) could not be obtained. Since No. 2 was processed at a temperature within the recommended warm processing temperature range, it can be seen that the desired deep drawability (LDR) can be obtained.
  • the high-strength steel material of the present invention is suitable as a thin steel plate used for automobile frame parts.

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Abstract

　本発明の高強度鋼材は、Ｃ：０．０２～０．３%、Ｓｉ：１～３%、Ｍｎ：１．８～３%、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：４５～８５%、残留γ：３%以上、マルテンサイト＋前記残留γ；１０～５０%、フェライト：５～４５%を含む組織を有し、前記残留γのＣ濃度が０．６～１．２質量%であり、ＫＡＭ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ＸＫＡＭ≦０．４°と、フェライトの面積率Vαとの関係が、ＸＫＡＭ≦０．４°／Ｖα≧０．８を満たし、かつ、前記フェライトと硬質第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1μｍ２当たり３個以下であるため、９８０ＭＰａ級以上の強度を確保しつつ深絞り性に優れる。

Description

温間での深絞り性に優れた高強度鋼板およびその温間加工方法
　本発明は、温間での深絞り性に優れた高強度鋼板およびその温間加工方法に関する。なお、本発明の高強度鋼板としては、冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、および、合金化溶融亜鉛めっき鋼板が含まれる。
　自動車用骨格部品に供される薄鋼板は衝突安全性と燃費改善を実現するため、高強度化が求められている。そのため、鋼板強度を９８０ＭＰａ級以上に高強度化しつつも、プレス成形性を確保することが要求されている。９８０ＭＰａ級以上の高強度鋼板において、高強度化と成形性確保を両立させるにはＴＲＩＰ効果を活用した鋼を用いることが有効であることが知られている（例えば、特許文献１参照）。
　上記特許文献１には、ベイナイトまたはベイニティック・フェライトを主相とし、残留オーステナイト（γＲ）を面積率で３％以上含有する高強度鋼板が開示されている。しかしながら、この高強度鋼板は、室温での引張強度９８０ＭＰａ以上で伸びが２０％に達しておらず、さらなる機械的特性（以下、単に「特性」ともいう。）の改善が求められる。
　一方、ＴＲＩＰ鋼板は、短軸引張の伸びで代表される延性以上に、深絞り性で特に優位性を持つことが知られている（例えば、非特許文献１、特許文献２参照）。すなわち、一般に鋼板の深絞り性はｒ値が支配すると考えられているが、ＴＲＩＰ鋼板の場合には深絞りの縦壁部はＴＲＩＰ効果発現により延性が改善される一方、縮フランジ部は逆にＴＲＩＰ現象が抑制されることで硬化されにくく、材料の流入が容易になり深絞り性が改善することが知られている。
　しかしながら、上記知見は７８０ＭＰａ級以下のＴＲＩＰ鋼板には適用できるものの、９８０ＭＰａ級以上のＴＲＩＰ鋼板にはそのまま適用できない。
　そのため、自動車部品において最も重要な成形性の指標のひとつである深絞り性の改善は、９８０ＭＰａ級以上の超高強度鋼板を用いる際の重要なポイントとなる。
　一方、冷間での成形ではＴＲＩＰ鋼板でも成形性に限界があることから、成形温度を高めることで成形性をさらに改善できることが見出されている。具体的には、延性が高まる１５０℃付近で成形することで、パンチ肩部でのひずみ誘起マルテンサイト変態による硬化を促進することにより、限界絞り比（ＬＤＲ）を２．２８まで改善できることが見出されている（非特許文献２参照）。
　しかしながら、上記非特許文献２に開示されている鋼板は、同文献のＴａｂｌｅ　１に示すように引張強度（ＴＳ）が９８０ＭＰａ未満であり、さらなる高強度化と一層の成形性改善の両立が求められる。
日本国特開２００３－１９３１９３号公報 ＷＯ９５／２９２６８号パンフレット 日本国特開２００４－１９００５０号公報
高橋学，「自動車用高強度鋼板の開発」，新日鉄技報，２００３年，第３７８号，ｐ．２－６ 長坂明彦，杉本公一，小林光征，橋本俊一，「ＴＲＩＰ型複合組織鋼の深絞り性に及ぼす温間成形の影響」，鉄と鋼，１９９９年，第８５巻、第７号，ｐ．５２－５７
　本発明は上記事情に着目してなされたものであり、その目的は、９８０ＭＰａ級以上の強度を確保しつつ温間における深絞り性に優れた高強度鋼板およびその温間加工方法を提供することにある。
　請求項１に記載の発明は、
　質量％で（以下、化学成分について同じ。）、
Ｃ　：０．０２～０．３％、
Ｓｉ：１．０～３．０％、
Ｍｎ：１．８～３．０％、
Ｐ　：０．１％以下（０％を含む）、
Ｓ　：０．０１％以下（０％を含む）、
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（以下、組織について同じ。）、
ベイニティック・フェライト：４５～８５％、
残留オーステナイト：３％以上、
マルテンサイト＋前記残留オーステナイト：１０～５０％、
フェライト：５～４５％
の各相を含む組織を有し、
　前記残留オーステナイトのＣ濃度（ＣγＲ）が０．６～１．２質量％であり、
　Ｋｅｒｎｅｌ　Ａｖｅｒａｇｅ　Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ値（以下、「ＫＡＭ値」と略称する。）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ＸＫＡＭ≦０．４°（単位：％）と、フェライトの面積率Ｖα（単位：％）との関係が、ＸＫＡＭ≦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相（以下、「硬質第２相」と総称する。）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１μｍ２当たり３個以下であることを特徴とする温間での深絞り性に優れた高強度鋼板である。
　請求項２に記載の発明は、
　成分組成が、さらに、
Ｃｒ：０．０１～３．０％
Ｍｏ：０．０１～１．０％、
Ｃｕ：０．０１～２．０％、
Ｎｉ：０．０１～２．０％、
Ｂ　：０．００００１～０．０１％の１種または２種以上
を含むものである請求項１に記載の温間での深絞り性に優れた高強度鋼板である。
　請求項３に記載の発明は、
　成分組成が、さらに、
Ｃａ  ：０．０００５～０．０１％、
Ｍｇ  ：０．０００５～０．０１％、
ＲＥＭ：０．０００１～０．０１％の１種または２種以上
を含むものである請求項１または２に記載の温間での深絞り性に優れた高強度鋼板である。
　請求項４に記載の発明は、
　請求項１～３のいずれか１項に記載の高強度鋼板を、１００～４００℃に加熱後、３６００ｓ以内に加工することを特徴とする高強度鋼板の温間加工方法である。
　本発明によれば、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％、残留オーステナイト：３％以上、マルテンサイト＋前記残留オーステナイト：１０～５０％、フェライト：５～４５％を含む組織を有し、前記残留オーステナイトのＣ濃度（ＣγＲ）が０．６～１．２質量％であり、ＫＡＭ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ＸＫＡＭ≦０．４°（単位：％）と、フェライトの面積率Ｖα（単位：％）との関係が、ＸＫＡＭ≦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１μｍ２当たり３個以下であることを満足するものとすることで、９８０ＭＰａ級以上の強度を確保しつつ、温間における深絞り性に優れた高強度鋼板、およびその温間加工方法を提供できるようになった。
　上述したように、本発明者らは、上記従来技術と同様の、転位密度の高い下部組織（マトリックス）を有するベイニティック・フェライトと残留オーステナイト（γR）を含有するＴＲＩＰ鋼板に着目し、強度を確保しつつ、深絞り性を一層向上させるべく、さらに検討を重ねてきた。
　その結果、深絞りを行う際には、パンチ肩部近傍で強度が高まりつつ、縮フランジ部では強度が低いほうが好ましい。深絞り時のパンチ肩部近傍および縮みフランジ部でのひずみの変化挙動を見ると、パンチ肩部近傍では材料の流動が小さいためひずみ速度が小さいが、縮みフランジ部では逆に材料の流動が大きくひずみ速度が大きい。そのため、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、そのひずみ速度依存性が最も大きくなる温度領域で成形することが深絞り性を向上させるのに有効となることを見出した。
　すなわち、強度のひずみ速度依存性を高めるには、ＴＲＩＰ鋼を用いて、低ひずみ速度域ではひずみ誘起変態を促進させる一方、高ひずみ速度域ではＴＲＩＰ鋼のひずみ誘起変態を抑制しつつ、マトリックス(母相)の強度を低くすることが有効なことがわかった。
　具体的には、高強度化と高延性化の両立を実現するために面積率で５～４５％のフェライトを導入しつつ、ＫＡＭ値が０．４°以下の領域の比率ＸＫＡＭ≦０．４°（単位：％）と、フェライト面積率Ｖα（単位：％）との関係が、ＸＫＡＭ≦０．４°／Ｖα≧０．８を満たすようにすることで、マトリックス（母相）の強度を低くし、残留オーステナイト（γＲ）の面積率を３％以上、該γＲ中のＣ濃度（ＣγＲ）を０．６～１．２質量％とすることで、低ひずみ速度域でのＴＲＩＰ現象（ひずみ誘起変態）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ことを見出した。
　さらに、２相域加熱（後述）で上記のような組織をつくり込む際に、粗大なセメンタイトが溶解せずに残存し、γＲの面積率の低下や、破壊の起点として作用することで局部伸びの低下をもたらし、特性を劣化させる。そのため、粗大なセメンタイトをなくすことでさらなる特性改善が図れる。具体的には、フェライトと硬質第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を、前記硬質第２相１μｍ２当たり３個以下とすればよいことを見出した。
　そして、上記知見に基づいてさらに検討を進め、本発明を完成するに至った。
　以下、まず本発明鋼板を特徴づける組織について説明する。
〔本発明鋼板の組織〕
　上述したとおり、本発明鋼板は、上記従来技術と同じくＴＲＩＰ鋼の組織をベースとするものであるが、特に、フェライトを所定量含有したうえで、該フェライト中のひずみ量が制御されているとともに、所定の炭素濃度のγＲを所定量含有し、さらに、フェライトと硬質第２相との界面に析出したセメンタイト粒子の存在密度が制御されている点で、上記従来技術と相違している。
＜ベイニティック・フェライト：４５～８５％＞
　本発明における「ベイニティック・フェライト」とは、ベイナイト組織が転位密度の高いラス状組織を持った下部組織を有しており、組織内に炭化物を有していない点で、ベイナイト組織とは明らかに異なり、また、転位密度がないかあるいは極めて少ない下部組織を有するポリゴナル・フェライト組織、あるいは細かいサブグレイン等の下部組織を持った準ポリゴナル・フェライト組織とも異なっている（日本鉄鋼協会基礎研究会 発行「鋼のベイナイト写真集－１」参照）。この組織は、光学顕微鏡観察やＳＥＭ観察するとアシキュラー状を呈しており、区別が困難であるため、ベイナイト組織やポリゴナル・フェライト組織等との明確な違いを判定するには、ＴＥＭ観察による下部組織の同定が必要である。
　このように本発明鋼板の組織は、均一微細で延性に富み、かつ、転位密度が高く強度が高いベイニティック・フェライトを母相とすることで強度と成形性のバランスを高めることができる。
　本発明鋼板では、上記ベイニティック・フェライト組織の量は、全組織に対して面積率で４５～８５％（好ましくは５５～８５％、より好ましくは６５～８５％）であることが必要である。これにより、上記ベイニティック・フェライト組織による効果が有効に発揮されるからである。なお、上記ベイニティック・フェライト組織の量は、γRとのバランスによって定められるものであり、所望の特性を発揮し得るよう、適切に制御することが推奨される。
＜残留オーステナイト（γＲ）を全組織に対して面積率で３％以上含有＞
　γRは全伸びの向上に有用であり、このような作用を有効に発揮させるためには、全組織に対して面積率で３％以上（好ましくは５％以上、より好ましくは１０％以上）存在することが必要である。
＜マルテンサイト＋上記残留オーステナイト（γＲ）：１０～５０％＞
　強度確保のため、組織中にマルテンサイトを一部導入するが、マルテンサイトの量が多くなりすぎると成形性が確保できなくなるので、全組織に対してマルテンサイト＋γＲの合計面積率で１０％以上（好ましくは１２％以上、より好ましくは１６％以上）５０％以下に制限した。
＜フェライト：５～４５％＞
　ここでいうフェライトとはポリゴナル・フェライトのことであるが、フェライトは軟質相であるため、高強度化には寄与しないが、延性を高めるのには有効であることから、強度と伸びのバランスを高めるため、強度が保証できる面積率５％以上（好ましくは１０％以上、より好ましくは１５％以上）４５％以下（好ましくは４０％以下、より好ましくは３５％以下）の範囲で導入する。
＜残留オーステナイト（γＲ）のＣ濃度（ＣγＲ）：０．６～１．２質量％＞
　ＣγＲは、加工時にγRがマルテンサイトに変態する安定度に影響する指標である。ＣγＲが低すぎると、γRが不安定なため、応力付与後、塑性変形する前に加工誘起マルテンサイト変態が起るため、張り出し成形性が得られなくなる。一方、ＣγＲが高すぎると、γRが安定になりすぎて、加工を加えても加工誘起マルテンサイト変態が起らないため、やはり張り出し成形性が得られなくなる。十分な張り出し成形性を得るためには、ＣγＲは０．６～１．２質量％とする必要がある。好ましくは０．７～０．９質量％である。
＜ＫＡＭ値０．４°以下の比率ＸＫＡＭ≦０．４°と、フェライト面積率Ｖαとの関係：ＸＫＡＭ≦０．４°／Ｖα≧０．８＞
　フェライト中のひずみ量は伸びに大きな影響を及ぼし、フェライト面積率が一定の場合、該ひずみ量が大きければ伸びが低下する。このため、フェライト中のひずみ量を評価する指標として、ＸＫＡＭ≦０．４°／Ｖαを採用した（日本国特開２０１０－２５５０９０号公報の段落［００３２］～［００３６］参照）。この指標は、その値が高いほど、ＫＡＭ値が低くひずみの少ない軟質なフェライトが多いことを意味しており、γＲを除いたマトリックスの軟質の度合い、すなわち変形能の高さを示す指標となる。フェライト中のひずみ量をできるだけ小さくしてフェライトの導入量を少なくすることで、強度の低下度合いを小さくしつつ伸びを確保するため、ＸＫＡＭ≦０．４°／Ｖαは０．８以上（好ましくは０．９以上、さらに好ましくは１．１以上）とする。
＜前記フェライトと界面を接する硬質第２相中に存在する、円相当直径０．１μｍ以上のセメンタイト粒子：該硬質第２相１μｍ２当たり３個以下＞
　本規定は、２相域加熱の際に溶解せずに残存したセメンタイト粒子の存在形態を規定するものであり、粗大なセメンタイト粒子の存在密度が高いと、γＲの形成に寄与しうる炭素量が減少するため、伸びが低下する。また、破壊の起点として作用することで、より小さなひずみで破壊が起るようになるため、深絞り性が劣化する。深絞り性を確保するためには、円相当直径０．１μｍ以上の粗大なセメンタイト粒子は、硬質第２相１μｍ２当たり３個以下、好ましくは２．５個以下、さらに好ましくは２個以下に制限する。
＜その他：ベイナイト（０％を含む）＞
　本発明の鋼板は、上記組織のみ（ベイニティック・フェライト、マルテンサイト、フェライトならびにγRの混合組織）からなっていてもよいが、本発明の作用を損なわない範囲で、他の異種組織として、ベイナイトを有していてもよい。この組織は本発明鋼板の製造過程で必然的に残存し得るものであるが、少なければ少ない程よく、全組織に対して面積率で５％以下、より好ましくは３％以下に制御することが推奨される。
〔各相の面積率、γＲのＣ濃度（ＣγＲ）、ＫＡＭ値、ならびに、セメンタイト粒子のサイズおよびその存在密度の各測定方法〕
　ここで、各相の面積率、γＲのＣ濃度（ＣγＲ）、ＫＡＭ値、ならびに、セメンタイト粒子のサイズおよびその存在密度の各測定方法について説明する。
　鋼板中組織の各相の面積率については、鋼板をレペラー腐食し、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ；倍率１５００倍）観察により、例えば白い領域を「マルテンサイト＋残留オーステナイト（γR）」と定義して組織を同定した後、光学顕微鏡観察（倍率１０００倍）により各相の面積率を測定した。
　なお、γRの面積率およびγRのＣ濃度（ＣγＲ）については、各供試鋼板の１／４の厚さまで研削した後、化学研磨してからＸ線回折法により測定した（ＩＳＩＪ　Ｉｎｔ．Ｖｏｌ．３３，（１９３３），Ｎｏ．７，ｐ．７７６）。また、フェライトの面積率については、各供試鋼板をナイタール腐食し、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ；倍率２０００倍）観察により、黒い領域をフェライトと同定して面積率を求めた。
　ＫＡＭ値については、各供試鋼板を鏡面研磨し、さらに電解研磨した後、走査型電子顕微鏡（Ｐｈｉｌｉｐｓ社製ＸＬ３０Ｓ－ＦＥＧ）にて、１ｓｔｅｐ　０．２μｍで５００μｍ×５００μｍの領域の電子線後方散乱回折像を測定し、それを解析ソフト（テクセムラボラトリーズ社製ＯＩＭシステム）を用いて、各測定点におけるＫＡＭ値を求めた。
　セメンタイト粒子のサイズおよびその存在密度については、各供試鋼板の抽出レプリカサンプルを作成し、２．４μｍ×１．６μｍの領域３視野について倍率５００００倍の透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）像を観察し、画像のコントラストから白い部分をセメンタイト粒子と判別してマーキングし、画像解析ソフトにて、前記マーキングした各セメンタイト粒子の面積Ａから円相当直径Ｄ（Ｄ＝２×（Ａ／π）１／２）を算出するとともに、単位面積あたりに存在する所定のサイズのセメンタイト粒子の個数を求めた。なお、複数個のセメンタイト粒子が重なり合う部分は観察対象から除外した。
　次に、本発明鋼板を構成する成分組成について説明する。以下、化学成分の単位はすべて質量％である。
〔本発明鋼板の成分組成〕
Ｃ：０．０２～０．３％
　Ｃは、高強度を確保しつつ、所望の主要組織（ベイニティック・フェライト＋マルテンサイト＋γR）を得るために必須の元素であり、このような作用を有効に発揮させるためには０．０２％以上（好ましくは０．０５％以上、より好ましくは０．１０％以上）添加する必要がある。ただし、０．３％超では溶接に適さない。
Ｓｉ：１．０～３．０％
　Ｓｉは、γRが分解して炭化物が生成するのを有効に抑制する元素である。特にＳｉは、固溶強化元素としても有用である。このような作用を有効に発揮させるためには、Ｓｉを１．０％以上添加する必要がある。好ましくは１．１％以上、より好ましくは１．２％以上である。ただし、Ｓｉを３．０％を超えて添加すると、２相域加熱時におけるセメンタイトの溶解を妨げ、円相当直径０．１μｍ以上の粗大なセメンタイト粒子の存在密度が上昇し特性が劣化するとともに、ベイニティック・フェライト＋マルテンサイト組織の生成が阻害される他、熱間変形抵抗が高くなって溶接部の脆化を起こしやすくなり、さらには鋼板の表面性状にも悪影響を及ぼすので、その上限を３．０％とする。好ましくは２．５％以下、より好ましくは２．０％以下である。
Ｍｎ：１．８～３．０％
　Ｍｎは、固溶強化元素として有効に作用する他、変態を促進してベイニティック・フェライト＋マルテンサイト組織の生成を促進する作用も発揮する。さらにはγを安定化し、所望のγRを得るために必要な元素である。このような作用を有効に発揮させるためには、１．８％以上添加することが必要である。好ましくは１．９％以上、より好ましくは２．０％以上である。ただし、３．０％を超えて添加すると、上記Ｍｎと同様に２相域加熱時におけるセメンタイトの溶解を妨げ、円相当直径０．１μｍ以上の粗大なセメンタイト粒子の存在密度が上昇し特性が劣化するとともに、鋳片割れが生じる等の悪影響が見られる。好ましくは２．８％以下、より好ましくは２．５％以下である。
Ｐ  ：０．１％以下（０％を含む）
　Ｐは不純物元素として不可避的に存在するが、所望のγRを確保するために添加してもよい元素である。ただし、０．１％を超えて添加すると二次加工性が劣化する。より好ましくは０．０３％以下である。
Ｓ  ：０．０１％以下（０％を含む）
　Ｓも不純物元素として不可避的に存在し、ＭｎＳ等の硫化物系介在物を形成し、割れの起点となって加工性を劣化させる元素である。好ましくは０．０１％以下、より好ましくは０．００５％以下である。
Ａｌ：０．００１～０．１％
　Ａｌは、脱酸剤として添加されるとともに、上記Ｓｉと相俟って、γRが分解して炭化物が生成するのを有効に抑制する元素である。このような作用を有効に発揮させるためには、Ａｌを０．００１％以上添加する必要がある。ただし、過剰に添加しても効果が飽和し経済的に無駄であるので、その上限を０．１％とする。
Ｎ：０．００２～０．０３％
　Ｎは、不可避的に存在する元素であるが、ＡｌやＮｂなどの炭窒化物形成元素と結びつくことで析出物を形成し、強度向上や組織の微細化に寄与する。Ｎ含有量が少なすぎるとオーステナイト粒が粗大化し、その結果、伸長したラス状組織が主体になるためγＲのアスペクト比が大きくなる。一方、Ｎ含有量が多すぎると、本発明の材料のような低炭素鋼では鋳造が困難になるため、製造自体ができなくなる。
　本発明の鋼は上記成分を基本的に含有し、残部が実質的に鉄および不可避的不純物であるが、その他、本発明の作用を損なわない範囲で、以下の許容成分を添加することができる。
Ｃｒ：０．０１～３．０％
Ｍｏ：０．０１～１．０％、
Ｃｕ：０．０１～２．０％、
Ｎｉ：０．０１～２．０％、
Ｂ　：０．００００１～０．０１％の１種または２種以上
　これらの元素は、鋼の強化元素として有用であるとともに、γRの安定化や所定量の確保に有効な元素である。このような作用を有効に発揮させるためには、Ｍｏ：０．０１％以上（より好ましくは０．０２％以上）、Ｃｕ：０．０１％以上（より好ましくは０．１％以上）、Ｎｉ：０．０１％以上（より好ましくは０．１％以上）、Ｂ：０．００００１％以上（より好ましくは０．０００２％以上）を、それぞれ添加することが推奨される。ただし、Ｃｒは３．０％、Ｍｏは１．０％、ＣｕおよびＮｉはそれぞれ２．０％、Ｂは０．０１％を超えて添加しても上記効果が飽和してしまい、経済的に無駄である。より好ましくはＣｒ：２．０％以下、Ｍｏ：０．８％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｂ：０．００３０％以下である。
Ｃａ　：０．０００５～０．０１％、
Ｍｇ　：０．０００５～０．０１％、
ＲＥＭ：０．０００１～０．０１％の１種または２種以上
　これらの元素は、鋼中硫化物の形態を制御し、加工性向上に有効な元素である。ここで、本発明に用いられるＲＥＭ（希土類元素）としては、Ｓｃ、Ｙ、ランタノイド等が挙げられる。上記作用を有効に発揮させるためには、ＣａおよびＭｇはそれぞれ０．０００５％以上（より好ましくは０．０００１％以上）、ＲＥＭは０．０００１％以上（より好ましくは０．０００２％以上）添加することが推奨される。ただし、ＣａおよびＭｇはそれぞれ０．０１％、ＲＥＭは０．０１％を超えて添加しても上記効果が飽和してしまい、経済的に無駄である。より好ましくはＣａおよびＭｇは０．００３％以下、ＲＥＭは０．００６％以下である。
〔温間加工方法〕
　 上記本発明鋼板は、１００～４００℃の間の適正な温度に加熱した後、３６００ｓ以内（より好ましくは１２００ｓ以内）に加工するのが特に推奨される。
　γRの安定度が最適になる温度条件下で、γRの分解が起る前に加工することにより、伸びおよび深絞り性を最大化させることができる。
　この温間加工方法で加工された部品は、その断面内で冷却後の強度が均一化され、同一断面内における強度分布が大きい部品に比べて低強度の部分が少なくなるので、部品強度を高めることができる。
　すなわち、γRを含む鋼板は一般に低降伏比であり、かつ、低ひずみ域での加工硬化率が高い。そのため、付与するひずみ量が小さい領域での、ひずみ付与後の強度、特に降伏応力のひずみ量依存性が非常に大きくなる。プレス加工により部品を成形する場合、部位により加わるひずみ量が異なり、部分的には殆どひずみが加わらないような領域も存在する。このため、部品内において加工の加わる領域と加工の加わらない領域とで大きな強度差が生じ、部品内に強度分布が形成されることがある。このような強度分布が存在する場合、強度の低い領域が降伏することで変形や座屈が起こるため、部品強度としては最も強度の低い部分が律速することとなる。
　γRを含む鋼で降伏応力が低い原因は、γRを導入する際に、同時に形成されるマルテンサイトが、変態時に周囲の母相中に可動転位を導入するためと考えられる。したがって、加工量の少ない領域でもこの転位の移動を防止すれば、降伏応力が向上でき、部品強度を高められる。可動転位の移動を抑制するには、素材を加熱して可動転位をなくしたり、固溶炭素などのひずみ時効で止めたりすることが有効であり、そうすることで降伏応力を高めることができる。
　そのため、γRを含む鋼板を１００～４００℃の間の適正温度に加熱してプレス成形（温間加工）すると、ひずみの小さい部分でも降伏強度が高くなって、部品中の強度分布が小さくなることで部品強度を向上させることができることとなる。
　次に、上記本発明鋼板を得るための好ましい製造方法を以下に説明する。
〔本発明鋼板の好ましい製造方法〕
　本発明鋼板は、上記成分組成を満足する鋼材を、熱間圧延し、ついで冷間圧延した後、熱処理を行って製造する。
［熱間圧延条件］
　熱間圧延条件は特に限定されるものではないが、例えば熱間圧延の仕上げ温度（圧延終了温度、ＦＤＴ）を８００～９００℃、巻取り温度を３００～６００℃としてもよい。
［冷間圧延条件］
　また、冷間圧延の際の冷延率は１０～９０％（より好ましくは３０～６０％）としつつ、以下の熱処理条件にて熱処理を施す。
［熱処理条件］
　熱処理条件については、加熱中にα単相域の高温域に所定時間滞在させてフェライト中のひずみを開放した後、（γ＋α）２相域で均熱して一定量をオーステナイト化し、所定の冷却速度で急冷して過冷した後、その過冷温度で所定時間保持してオーステンパ処理することで所望の組織を得ることができる。なお、所望の組織を著しく分解させることなく、本発明の作用を損なわない範囲で、めっき、さらには合金化処理してもよい。
　具体的には、上記冷間圧延後の冷延材を、６００～Ａｃ１の温度域を（Ａｃ１－６００）ｓ以上の滞在時間で昇温し、（０．５Ａｃ１＋０．５Ａｃ３）～（０．１Ａｃ１＋０．９Ａｃ３）の温度域（均熱温度）で３６００ｓ以下の時間保持した後、１５℃／ｓ超の平均冷却速度で、３５０～５００℃の温度域まで急冷して過冷し、この急冷停止温度（過冷温度）で１０～１８００ｓの時間保持してオーステンパ処理した後、常温まで冷却する。あるいは、均熱温度で保持した後、１０℃／ｓ以下の平均冷却速度で６００℃以上の適正温度まで徐冷する工程を加えて、その後１５℃／ｓ超の平均冷却速度で３５０～５００℃の温度域まで急冷するようにしてもよい。また、過冷温度での保持後、５００～６００℃の温度域まで再加熱し、１～１００秒保持してから常温まで冷却してもよい。
＜６００～Ａｃ１℃の温度域を（Ａｃ１－６００）ｓ以上の滞在時間で昇温＞
　逆変態前に高温域に長時間滞在させることでフェライトの回復・再結晶を促進させ、   フェライト中のひずみを開放させるためである。６００～Ａｃ１℃の温度域を２００ｓ以上の滞在時間で昇温することが好ましく、１０００ｓ以上の滞在時間で昇温することがさらに好ましい。
＜（０．５Ａｃ１＋０．５Ａｃ３）～（０．１Ａｃ１＋０．９Ａｃ３）の温度域（均熱温度）で３６００ｓ以下の時間保持＞
　均熱時に面積率で４５～８５％の領域をオーステナイトに変態させることにより、その後の冷却時に十分な量の硬質第２相を変態生成させるためである。
　また、焼鈍保持時間が３６００ｓを超えると、生産性が極端に悪化するので好ましくない。
　焼鈍加熱保持時間の好ましい下限は６０ｓである。加熱時間を長時間化することでさらにフェライト中のひずみを除去したり、粗大セメンタイトの溶解を促進することができる。
＜１０℃／ｓ以下の平均冷却速度で６００℃以上の適正温度まで徐冷＞
　フェライトの面積率を調整するためである。
＜その後１５℃／ｓ超の平均冷却速度で、３５０～５００℃の温度域まで急冷して過冷し、この急冷停止温度（過冷温度）で１０～１８００ｓの時間保持＞
　オーステンパ処理することで所望の組織を得るためである。
　本発明の効果を確証するため、成分組成および熱処理条件を変化させた場合における高強度鋼板の室温および温間における機械的特性の影響について調査した。下記表１に示す各成分組成からなる供試鋼を真空溶製し、板厚３０ｍｍのスラブとした後、当該スラブを１２００℃に加熱し、圧延終了温度（ＦＤＴ）９００℃、巻取り温度６５０℃で板厚２．４ｍｍに熱間圧延し、その後、冷延率５０％で冷間圧延して板厚１．２ｍｍの冷延材とし、下記表２に示す熱処理を施した。具体的には、上記冷延材を、６００℃から均熱温度Ｔ１℃までをＨＲ１℃／ｓの昇温速度で加熱し、その温度でｔ１秒保持した後、ＣＲ１℃／ｓの冷却速度で冷速変更温度Ｔ２℃まで冷却し、その後ＣＲ２℃／ｓの冷却速度で冷却停止温度（過冷温度）Ｔ３℃まで冷却し、その温度でｔ３秒保持した後、空冷するか、もしくは、冷却停止温度（過冷温度）Ｔ３℃でｔ３秒保持した後、さらに保持温度Ｔ４℃でｔ４秒保持したのち、空冷した。
　このようにして得られた鋼板について、上記［発明を実施するための形態］の項で説明した測定方法により、各相の面積率、γＲのＣ濃度（ＣγＲ）、ＫＡＭ値、ならびに、セメンタイト粒子のサイズおよびその存在密度を測定した。
　また、上記鋼板について、冷間および温間での機械的特性を評価するため、下記要領で、室温にて引張強度（ＴＳ）を、温間にて低ひずみ速度域および高ひずみ速度域での引張強度（ＴＳ）ならびに深絞り性［限界絞り比（ＬＤＲ）］を、それぞれ測定した。
　ＴＳは、引張試験によりＪＩＳ５号試験片を用いて測定した。なお、室温での引張試験はひずみ速度１ｍｍ／ｓで行い、温間での引張試験は、所定温度に加熱後直ちに（すなわち３６００ｓ以内に）、低ひずみ速度域（下記表３中では「低速」と略記）に相当するひずみ速度１０ｍｍ／ｓおよび高ひずみ速度域（下記表３中では「高速」と略記）に相当するひずみ速度１０００ｍｍ／ｓの２水準でそれぞれ行った。また、温間でのＬＤＲは、ダイ径：５３．４ｍｍ、パンチ径：５０．０ｍｍ、肩Ｒ：８ｍｍの円筒金型を用いて、しわ抑え圧９．８ｋＮにて径８０～１４０ｍｍ試験片を所定温度に加熱後直ちに（すなわち３６００ｓ以内に）深絞り成形して測定した。
　これらの結果を表３および表４に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　これらの表に示すように、本発明鋼板である、鋼Ｎｏ．１～３、９～１６、２１、２４はいずれも、本発明の成分組成の範囲を満足する鋼種を用い、推奨の熱処理条件で熱処理を施した結果、本発明の組織規定の要件を充足しており、温間成形時における強度（ＴＳ）のひずみ依存性が大きく、室温での９８０ｋＰａ以上の強度（ＴＳ）を確保しつつ、温間での深絞り性（ＬＤＲ）に優れた高強度鋼板が得られた。
　これに対し、比較鋼である、鋼Ｎｏ．４～８はいずれも、本発明で規定する成分組成の要件を満足しない鋼種を用いたため、推奨の熱処理条件で熱処理を施しているものの、本発明の組織規定の要件を充足せず、温間成形時における強度（ＴＳ）のひずみ依存性が小さく、温間での深絞り性（ＬＤＲ）が劣っている。
　また、別の比較鋼である、鋼Ｎｏ．１７～２０、２２、２３はいずれも、本発明の成分組成の範囲を満足する鋼種を用いたものの、推奨の熱処理条件を外れた条件で熱処理を施した結果、本発明の組織の要件を充足せず、やはり温間成形時における強度（ＴＳ）のひずみ依存性が小さく、温間での深絞り性（ＬＤＲ）が劣っている。
　また、鋼Ｎｏ．２、２８、２９は、温間加工温度の適正範囲を確認するために、同じ鋼種を用いてほぼ同じ熱処理条件で熱処理を施して作製した鋼板を、加熱温度を変えて温間特性の測定を行ったものである。これらのデータを比較することにより、鋼Ｎｏ．２８、２９はともに、推奨の温間加工温度範囲を外れた温度で加工したため、所望の深絞り性（ＬＤＲ）が得られないのに対し、鋼Ｎｏ．２は、推奨の温間加工温度範囲内の温度で加工したため、所望の深絞り性（ＬＤＲ）が得られることがわかる。
　本発明を詳細にまた特定の実施態様を参照して説明したが、本発明の精神と範囲を逸脱することなく様々な変更や修正を加えることができることは当業者にとって明らかである。
　本出願は、２０１１年３月２日出願の日本特許出願（特願２０１１－０４５１６２）に基づくものであり、その内容はここに参照として取り込まれる。
　本発明の高強度鋼材は、自動車用骨格部品に供される薄鋼板として好適である。

Claims (4)

  1. 　質量％で（以下、化学成分について同じ。）、
    Ｃ　：０．０２～０．３％、
    Ｓｉ：１．０～３．０％、
    Ｍｎ：１．８～３．０％、
    Ｐ　：０．１％以下（０％を含む）、
    Ｓ　：０．０１％以下（０％を含む）、
    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（以下、組織について同じ。）、
    ベイニティック・フェライト：４５～８５％、
    残留オーステナイト：３％以上、
    マルテンサイト＋前記残留オーステナイト：１０～５０％、
    フェライト：５～４５％
    の各相を含む組織を有し、
    　前記残留オーステナイトのＣ濃度（ＣγＲ）が０．６～１．２質量％であり、
    　Ｋｅｒｎｅｌ　Ａｖｅｒａｇｅ　Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ値（以下、「ＫＡＭ値」と略称する。）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ＸＫＡＭ≦０．４°（単位：％）と、フェライトの面積率Ｖα（単位：％）との関係が、ＸＫＡＭ≦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（以下、「硬質第２相」と総称する。）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１μｍ２当たり３個以下であることを特徴とする温間での深絞り性に優れた高強度鋼板。
  2. 　成分組成が、さらに、
    Ｃｒ：０．０１～３．０％
    Ｍｏ：０．０１～１．０％、
    Ｃｕ：０．０１～２．０％、
    Ｎｉ：０．０１～２．０％、
    Ｂ　：０．００００１～０．０１％の１種または２種以上
    を含むものである請求項１に記載の温間での深絞り性に優れた高強度鋼板。
  3. 　成分組成が、さらに、
    Ｃａ　：０．０００５～０．０１％、
    Ｍｇ　：０．０００５～０．０１％、
    ＲＥＭ：０．０００１～０．０１％の１種または２種以上
    を含むものである請求項１または２に記載の温間での深絞り性に優れた高強度鋼板。
  4. 　請求項１～３のいずれか１項に記載の高強度鋼板を、１００～４００℃に加熱後、３６００ｓ以内に加工することを特徴とする高強度鋼板の温間加工方法。
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