WO2013024861A1 - 室温および温間での成形性に優れた高強度鋼板およびその温間成形方法 - Google Patents

室温および温間での成形性に優れた高強度鋼板およびその温間成形方法 Download PDF

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エライジャ 柿内
英雄 畠
直気 水田
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株式会社神戸製鋼所
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Definitions

  • the present invention relates to a high-strength steel sheet excellent in formability at room temperature and warm and a warm forming 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 the total elongation does not reach 20%, and further improvement in mechanical properties (hereinafter also simply referred to as “characteristics”) is required.
  • the TRIP steel sheet is excellent in formability, the load at the time of press forming becomes higher as the strength is higher, so it becomes difficult to apply the TRIP steel sheet depending on the size of the part.
  • a steel plate is formed by controlling the subsequent cooling while reducing the load by press forming in a high temperature range of about 900 ° C. called hot press (or hot stamping).
  • hot press or hot stamping
  • this technology has manufacturing problems such as significant oxidation of the steel sheet during heating, long heating time, and necessity of cooling control, so it is possible to achieve both load reduction and high strength at lower temperatures.
  • Technology development was sought.
  • the present invention has been made by paying attention to the above circumstances, and its purpose is to have not only the formability at room temperature but also the effect of reducing the molding load at warm while ensuring room temperature strength of 980 MPa class or higher.
  • An object of the present invention is to provide a high-strength steel sheet and a warm forming method thereof.
  • 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: 0.01 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
  • the invention according to claim 3 Ingredient 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%, B: 0.00001 to 0.01% Ca: 0.0005 to 0.01%, Mg: 0.0005 to 0.01% REM: 0.0001 to 0.01% of 1 type or 2 types or more
  • the high-strength steel sheet having excellent formability at room temperature and warm according to claim 1 or 2.
  • the invention according to claim 4 A method for warm-forming a high-strength steel sheet, comprising forming the high-strength steel sheet according to any one of claims 1 to 3 within 3600 s after being heated to 100 to 250 ° C.
  • bainitic ferrite 50 to 90%, retained austenite: 3% or more, martensite + residual austenite: 10 to 45%, ferrite: 5 to 40% in terms of area ratio to the whole structure
  • a C concentration (C ⁇ R) in the retained austenite is 0.3 to 1.2% by mass
  • a part or all of N in the component composition is solute N, and the solute N
  • the present inventors have utilized the TRIP phenomenon (used to obtain strength at room temperature when processed in a temperature range of 100 to 250 ° C. ( It is effective to reduce the strength in the warm (the temperature range of 100 to 250 ° C.) by suppressing the transformation behavior from retained austenite to martensite by increasing the amount of dissolved N. Thought.
  • the matrix matrix
  • the area ratio of retained austenite ( ⁇ R) is 3% or more
  • the C concentration (C ⁇ R) in ⁇ R is 0.3 to 1.2% by mass, thereby reducing the TRIP phenomenon (strain-induced transformation). Accelerates work hardening to improve strength, and further increases the solid solution N content to 30 to 100 ppm, thereby suppressing the TRIP phenomenon in the temperature range of 100 to 250 ° C. and increasing the strength in this temperature range.
  • the effect of reducing the molding load between the room temperature strength and the warmness can coexist.
  • the steel sheet of the present invention is based on the structure of TRIP steel as in the above-described prior art, and particularly contains a predetermined amount of ferrite and a predetermined amount of ⁇ R having a predetermined carbon concentration, It is different from the above prior art in that it contains a predetermined amount of solid solution N.
  • “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 having a substructure with little or no dislocation density, or a quasi-polygonal ferrite structure having a substructure such as fine subgrains (Japan Iron and Steel Institute Fundamental Study Group) (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 50 to 85% (preferably 60 to 85%, more preferably 70 to 85%) in terms of area ratio with respect to the entire structure. is there. This is because the effect of the bainitic ferrite structure is effectively exhibited.
  • 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.
  • ⁇ R retained austenite
  • ⁇ R retained austenite
  • the total area ratio of martensite + ⁇ R is 10% or more for all structures. (Preferably 12% or more, more preferably 16% or more) It was limited to 45% or less.
  • the area ratio that can guarantee strength is 5% or more (preferably 10% or more, more preferably 15% or more) and 40% or less (preferably 35% or less, more preferably 30% or less).
  • C ⁇ R ⁇ C concentration (C ⁇ R) in residual austenite ( ⁇ R): 0.3 to 1.2% by mass>
  • C ⁇ R is an index that affects the stability with which ⁇ R transforms into martensite during processing.
  • 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.
  • 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.
  • C ⁇ R needs to be 0.3 to 1.2% by mass.
  • the content is preferably 0.4 to 0.9% by mass.
  • solute N amount 30 to 100 ppm>
  • the solute N is taken into the retained austenite at the time of deformation at room temperature and does not hinder the deformation of ferrite.
  • the stability of free austenite is generally increased, so that the TRIP phenomenon is suppressed and the strength is reduced during deformation.
  • the amount of solute N in ferrite increases and the diffusion rate of N increases, dislocations moving during deformation are fixed, and dynamic strain aging occurs.
  • the movement of dislocation is suppressed by strain aging, the dislocation accumulated at the interface between the parent phase and retained austenite is reduced, and the transformation behavior from retained austenite to martensite, that is, the effect of suppressing the TRIP phenomenon is further enhanced.
  • the load reducing effect can be enhanced.
  • the lower limit of the amount of solute N is set to 30 ppm.
  • the upper limit is made 100 ppm.
  • the steel sheet of the present invention may be composed of only the above structure (a mixed structure of bainitic ferrite, martensite, retained austenite, and ferrite). You may have bainite as a structure
  • ⁇ Dislocation density in all structures 5 ⁇ 10 15 m ⁇ 2 or less>
  • the dislocation strengthening mechanism has a small temperature dependency. Therefore, when the TRIP effect is reduced at 100 to 250 ° C, the dislocation density is reduced to some extent to reduce the strength more reliably. It is desirable to keep it 5 ⁇ 10 15 m ⁇ 2 or less. More preferably, it is 4 ⁇ 10 15 m ⁇ 2 or less, and particularly preferably 3 ⁇ 10 15 m ⁇ 2 or less.
  • the white area is defined as “martensite + residual austenite ( ⁇ R)” by observation with a transmission electron microscope (TEM; magnification 1500 times) by repeller corrosion. After identifying the tissue, the area ratio of each phase was measured by observation with an optical microscope (magnification 1000 times).
  • the area ratio of ⁇ R and the C concentration in ⁇ R were measured by X-ray diffractometry after grinding to 1 ⁇ 4 thickness of each test steel plate and then chemical polishing (ISIJ Int. Vol. 33, (1933), No. 7, p. 776).
  • 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.
  • SEM scanning electron microscope
  • the amount of solid solution N is calculated by measuring the amount of precipitated N by extraction residue analysis (mesh diameter 0.1 ⁇ m) in accordance with JIS G 1228 and subtracting the total amount of precipitated N from the total amount of N in steel. did.
  • the dislocation density was measured by the method of measuring by the X-ray half width (see paragraphs [0021] to [0032] of Japanese Patent Application Laid-Open No. 2008-144233).
  • 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 0.02 for effectively exhibiting such an action. % 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.
  • the upper limit is made 3.0%.
  • 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. It also contributes to improving hardenability. 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%, adverse effects such as slab cracking 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 that is added as a deoxidizing agent and, together with Si, effectively suppresses the decomposition of ⁇ R and the formation of carbides. 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 0.01 to 0.03%
  • N lowers the ductility of ferrite due to strain aging, so the content is limited or is fixed with a nitride-forming element such as Al or Ti.
  • the lower limit of the N content is In order to secure the N content, the content is set to 0.01% (100 ppm).
  • the upper limit is made 0.03%.
  • 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. .
  • Cr 0.01 to 3.0% Mo: 0.01 to 1.0%, 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 elements for strengthening steel, and are effective elements for stabilizing ⁇ R and ensuring a predetermined amount.
  • Cr 0.01 or more (more preferably 0.05% or more), Mo: 0.01% or more (more preferably 0.02% or more), Cu: 0.01% or more (more preferably 0.1% or more), Ni: 0.01% or more (more preferably 0.1% or more), B: 0.00001% or more (more preferably 0.0002% or more) )
  • Cr 0.01 or more (more preferably 0.05% or more)
  • Mo 0.01% or more (more preferably 0.02% or more)
  • Cu 0.01% or more (more preferably 0.1% or more)
  • Ni 0.01% or more
  • B 0.00001% or more (more preferably 0.0002% or more)
  • 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 0.001% 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 0.003% or less
  • 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 250 ° C.
  • Formability 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 steel containing ⁇ R is considered to be that when ⁇ R is introduced, martensite formed simultaneously introduces mobile dislocations into 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 400 to 600 ° C.
  • Heat treatment conditions Regarding the heat treatment conditions, the temperature is rapidly raised at a predetermined heating rate, soaked in the high temperature side temperature range of the ferrite + austenite ( ⁇ + ⁇ ) two-phase region, and the majority of the structure is austenitized, and then rapidly cooled at a predetermined cooling rate. After supercooling, a desired structure can be obtained by holding at the supercooling temperature for a predetermined time and performing 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 rapidly heated at a heating rate of 10 ° C./s or more, and is 10 to 10 in a temperature range of (0.4Ac1 + 0.6Ac3) to (0.1Ac1 + 0.9Ac3).
  • a heating rate of 10 ° C./s or more After holding for 60 s, it is cooled rapidly to a temperature range of 350 to 500 ° C. (preferably 400 to 500 ° C.) at an average cooling rate of 10 ° C./s or more, and at this rapid cooling stop temperature (supercooling temperature) Hold for 10 to 1800 s and austemper, then cool to room temperature.
  • a normal alloying process may be performed after the austempering process.
  • Test steels having the respective component compositions shown in Table 1 below are melted in a vacuum to form a slab having a thickness of 30 mm, and then the slab is heated to 1200 ° C., the rolling end temperature (FDT) is 900 ° C., and the winding temperature is 550.
  • 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 to a soaking temperature T1 ° C. at a heating rate of an average heating rate HR 1 ° C./s and held at that temperature for a soaking time t1 second, and then a cooling rate of CR 1 ° C./s.
  • the cooling stop temperature (supercooling temperature) T2 After cooling to the cooling stop temperature (supercooling temperature) T2 and holding at that temperature for t2 seconds, air cooling or assuming an alloying plating process, the cooling stop temperature (supercooling temperature) T2 ° C is t2. After holding for 2 seconds, it was further held at a holding temperature of T3 ° C. for t3 seconds, and then air-cooled.
  • TS tensile strength
  • EL elongation
  • TS tensile strength
  • steel No. which is the steel sheet of the present invention.
  • all of 1-3, 10-17 satisfy the requirements of the structure regulation of the present invention.
  • a high-strength steel sheet excellent in elongation at room temperature (EL) and warm forming load reduction effect ( ⁇ TS) was obtained while securing a strength (TS) of 980 MPa or more at.
  • steel No. which is a comparative steel.
  • steel grades that do not satisfy the requirements of the component composition specified in the present invention were used, so although the heat treatment was performed under the recommended heat treatment conditions, the requirements of the structure provision of the present invention were not satisfied, and the room temperature strength At least one of the properties of (TS), room temperature elongation (EL) and warm load reduction effect ( ⁇ TS) is inferior.
  • steel No. another comparative steel. 18 to 21, 24, and 28 all use steel grades that satisfy the range of the component composition of the present invention.
  • the requirements of the structure of the present invention are satisfied.
  • at least one of the properties of room temperature strength (TS), room temperature elongation (EL) and warm load reduction effect ( ⁇ TS) is inferior.
  • the high-strength steel plate of the present invention is suitable for a thin steel plate used for a framework part for automobiles.

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Abstract

　質量％で、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：５０～８５％、残留γ：３％以上、マルテンサイト＋前記残留γ：１０～４５％、フェライト：５～４０％の各相を含む組織を有し、前記残留オーステナイト中のＣ濃度（ＣγＲ）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である高強度鋼板。

Description

室温および温間での成形性に優れた高強度鋼板およびその温間成形方法
　本発明は、室温および温間での成形性に優れた高強度鋼板およびその温間成形方法に関する。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以上で全伸びが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。
　また、ＴＲＩＰ鋼板は成形性に優れるものの、強度が高い分だけプレス成形時の荷重が高くなるため、部品のサイズによってはＴＲＩＰ鋼板の適用が困難になる。 
　プレス成形の荷重を低減するための技術としては、ホットプレス（またはホットスタンプ）と呼ばれる、９００℃程度の高温域でプレス成形することで荷重を低減しつつ、その後の冷却を制御することで鋼板組織をマルテンサイト化して高強度化を実現する技術が提案されている（例えば、特許文献２参照）。しかしながら、この技術は、加熱時に鋼板の酸化が著しい、加熱時間が長くかかる、冷却制御が必須となる等、製造上の問題があるため、より低温域で荷重低減と高強度化を両立しうる技術の開発が求められていた。
日本国特開２００３－１９３１９３号公報 日本国特開２０１１－３１２５４号公報
　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級以上の室温強度を確保しつつ、室温での成形性のみならず温間での成形加重低減効果をも兼備する高強度鋼板およびその温間成形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　：０．０１～０．０３％ 
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（以下、組織について同じ。）、 
　ベイニティック・フェライト：５０～８５％、 
　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：１０～４５％、 
　フェライト：５～４０％ 
の各相を含む組織を有し、
　前記残留オーステナイト中のＣ濃度（ＣγＲ）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である。 
　請求項２に記載の発明は、 
　全組織中の転位密度が５×１０１５ｍ－２以下である請求項１に記載の室温および温間での成形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、 
　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％
　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に記載の室温および温間での成形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、１００～２５０℃に加熱後、３６００ｓ以内に成形することを特徴とする高強度鋼板の温間成形方法である。
　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：５０～９０％、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：１０～４５％、フェライト：５～４０％を含む組織を有し、前記残留オーステナイト中のＣ濃度（ＣγＲ）が０．３～１．２質量％であり、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であるものとすることで、９８０ＭＰａ級以上の室温強度を確保しつつ、室温での成形性のみならず温間での成形加重低減効果をも兼備する高強度鋼板、およびその温間成形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、室温強度を確保しつつ、室温での成形性のみならず温間での成形加重低減効果をもさらに改善すべく、さらに検討を重ねてきた。
　本発明者らは、温間での成形加重低減効果をもさらに向上させるためには、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（残留オーステナイトからマルテンサイトへの変態挙動）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（上記１００～２５０℃の温度域）での強度を低下させることが有効であると考えた。
　具体的には、室温での高強度化と温間での成形加重低減効果向上の両立を実現するために、面積率で５～４０％のフェライトを導入することで、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０．３～１．２質量％とすることで、ＴＲＩＰ現象（ひずみ誘起変態）を促進して加工硬化を促して強度向上を図り、さらに、固溶Ｎ量を３０～１００ｐｐｍとすることで、１００～２５０℃の温度域でのＴＲＩＰ現象を抑制してこの温度域での強度を低下することによって、室温強度と温間での成形荷重低減作用を並存しうることを見出した。
　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するとともに、所定の炭素濃度のγＲを所定量含有し、さらに固溶Ｎを所定量含有する点で、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：５０～８５％＞
　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５０～８５％（好ましくは６０～８５％、より好ましくは７０～８５％）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）：１０～４５％＞
　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）４５％以下に制限した。
＜フェライト：５～４０％＞
　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）４０％以下（好ましくは３５％以下、より好ましくは３０％以下）の範囲で導入する。
＜残留オーステナイト（γＲ）中のＣ濃度（ＣγＲ）：０．３～１．２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。Ｃ γＲ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０．３～１．２質量％とする必要がある。好ましくは０．４～０．９質量％である。
＜固溶Ｎ量：３０～１００ｐｐｍ＞
　固溶Ｎは、室温での変形時には残留オーステナイトに取り込まれて、フェライトの変形の妨げにならない。一方１００～２５０℃の温度域では、一般的に残留オーステナイトの自由エネルギー的な安定度が高まるため、変形時においてＴＲＩＰ現象が抑制されて強度が低下する。さらに、フェライト中の固溶Ｎ量が増加し、かつ、Ｎの拡散速度が大きくなるため、変形中に移動している転位を固着し、動的ひずみ時効が起こる。そうすると、ひずみ時効により転位の移動が抑制され、母相と残留オーステナイトの界面に溜まる転位が減少し、残留オーステナイトからマルテンサイトへの変態挙動、すなわちＴＲＩＰ現象の抑制効果がさらに高まるため、成形時における荷重低減効果を高めることができる。このような作用を有効に発揮させるため、固溶Ｎ量の下限は３０ｐｐｍとする。ただし、固溶Ｎ量が過剰になると動的ひずみ時効の効果が大きくなりすぎ、逆にマトリックスでの変形が強く抑制され、延性が劣化するので、その上限は１００ｐｐｍとする。
＜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、残留オーステナイト、および、フェライトの混合組織）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。
＜全組織中の転位密度：５×１０１５ｍ－２以下＞
　３００℃程度以下の温度域では、転位による強化機構は温度依存性が小さいため、１００～２５０℃でＴＲＩＰ効果が小さくなったときに、強度をより確実に低下させるには、転位密度をある程度低下させておくことが望ましく、５×１０１５ｍ－２以下とすることが推奨される。さらに好ましくは、４×１０１５ｍ－２以下、特に好ましくは、３×１０１５ｍ－２以下である。
〔各相の面積率、γＲ中のＣ濃度（ＣγＲ）、固溶Ｎ量、および、転位密度の各測定方法〕
　ここで、各相の面積率、γＲ中のＣ濃度（ＣγＲ）、固溶Ｎ量、および、転位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中の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。
　固溶Ｎ量については、ＪＩＳ　Ｇ　１２２８に準拠し、抽出残渣分析（メッシュ径０．１μｍ）で析出型のＮ量を測定し、鋼中の全Ｎ量から全析出型Ｎ量を差し引いて算出した。
　転位密度については、Ｘ線半価幅で測定する方法（日本国特開２００８－１４４２３３号公報の段落［００２１］～［００３２］参照）により測定した。
　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、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。また、焼入れ性の向上にも寄与する。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、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：０．０１～０．０３％ 
　Ｎは、一般にはひずみ時効によりフェライトの延性を低下させるため、含有量を制限するか、ＡｌやＴｉなどの窒化物形成元素で固定化させている。
　しかしながら、本発明鋼板では、上述のように温間成形時において積極的に固溶Ｎを活用する観点から従来鋼より高めにＮを含有させる必要があり、そのＮ含有量の下限は、固溶Ｎ量を確保するため０．０１％（１００ｐｐｍ）とする。しかしながら、Ｎ含有量が高すぎると、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ので、その上限を０．０３％とする。
　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、Ｃｒ：０．０１以上（より好ましくは０．０５％以上）、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０．００１％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、１００～２５０℃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、成形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、部分的にはほとん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１００～２５０℃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４００～６００℃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３０～７０％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、所定の加熱速度で急速昇温し、フェライト＋オーステナイト（α＋γ）２相域の高温側温度域で均熱して組織の過半をオーステナイト化したのち、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、１０℃／ｓ以上の加熱速度で急速加熱し、（０．４Ａｃ１＋０．６Ａｃ３）～（０．１Ａｃ１＋０．９Ａｃ３）の温度域で１０～６０ｓの時間保持した後、１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で３５０～５００℃（好ましくは４００～５００℃）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。また、鋼板にめっきをし、合金化処理を必要とする場合には、前記オーステンパ処理後、通常の合金化処理を施せばよい。 
＜１０℃／ｓ以上の加熱速度で急速加熱＞
　昇温時間を短くすることで、Ａｌ等の窒化物形成元素によるＮの固定化を抑制して固溶Ｎ量を確保するためである。
＜（０．４Ａｃ１＋０．６Ａｃ３）～（０．１Ａｃ１＋０．９Ａｃ３）の温度域で１０～６０ｓの時間保持＞
　２相域の高温側の温度域で所定時間保持することで、組織の過半をオーステナイト化し、冷却時にオーステナイトからの逆変態で生成するベイニティック・フェライトの分率を確保するためである。なお、保持時間が長すぎるとＡｌ等の窒化物形成元素によるＮの固定化が進むので、その上限を６０ｓとした。
＜１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で、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５５０℃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、均熱温度Ｔ１℃まで平均加熱速度ＨＲ１℃／ｓの加熱速度で加熱してその温度で均熱時間ｔ１秒保持した後、ＣＲ１℃／ｓの冷却速度で冷却停止温度（過冷温度）Ｔ２まで冷却し、その温度でｔ２秒保持した後、空冷するか、もしくは、合金化めっき処理を想定して、冷却停止温度（過冷温度）Ｔ２℃でｔ２秒保持した後、さらに保持温度Ｔ３℃でｔ３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中のＣ濃度（ＣγＲ）、固溶Ｎ量、および、転位密度を測定した。
　また、上記鋼板について、室温および温間での機械的特性を評価するため、室温での引張強度（ＴＳ）および伸び（ＥＬ）、ならびに、１５０℃での引張強度（ＴＳ）を、それぞれ測定した。そして、温間成形による荷重低減効果を評価する指標としてΔＴＳ＝温間（１５０℃）でのＴＳ－室温でのＴＳを算出した。
　これらの結果を表３に示す。 
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　これらの表に示すように、本発明鋼板である、鋼Ｎｏ．１～３、１０～１７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、室温での９８０ＭＰａ以上の強度（ＴＳ）を確保しつつ、室温での伸び（ＥＬ）および温間での成形荷重低減効果（ΔＴＳ）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．４～９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、室温強度（ＴＳ）、室温伸び（ＥＬ）および温間での荷重低減効果（ΔＴＳ）の少なくともいずれかの特性が劣っている。
　また、別の比較鋼である、鋼Ｎｏ．１８～２１、２４、２８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、室温強度（ＴＳ）、室温伸び（ＥＬ）および温間での荷重低減効果（ΔＴＳ）の少なくともいずれかの特性が劣っている。
　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８月１７日出願の日本特許出願（特願２０１１－１７８４７７）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。
　本発明の高強度鋼板は、自動車用骨格部品に供される薄鋼板等に好適である。

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　：０．０１～０．０３％ 
    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（以下、組織について同じ。）、 
    　ベイニティック・フェライト：５０～８５％、 
    　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：１０～４５％、 
    　フェライト：５～４０％ 
    の各相を含む組織を有し、
    　前記残留オーステナイト中のＣ濃度（ＣγＲ）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。
  2. 　全組織中の転位密度が５×１０１５ｍ－２以下である請求項１に記載の室温および温間での成形性に優れた高強度鋼板。
  3. 　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％
    　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に記載の室温および温間での成形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、１００～２５０℃に加熱後、３６００ｓ以内に成形することを特徴とする高強度鋼板の温間成形方法。
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