WO2013129049A1 - 温間成形性に優れた高強度鋼板およびその製造方法 - Google Patents

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ferrite
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austempering
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村上　俊夫
梶原　桂
浅井　達也
直気 水田
英雄 畠
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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 warm formability used for automobile parts and the like and a method for producing the same.
  • 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 higher strength in order to achieve collision safety and improved fuel efficiency. Therefore, although it is required to increase the strength of the steel sheet to 980 MPa class or higher, there is a problem that the load on the press machine becomes excessive because the forming load increases during pressing. Therefore, it is desired to develop a steel sheet that has low strength during forming and high strength when used after forming. And warm forming is known as a load reduction means at the time of forming (for example, refer to patent documents 1 and 2).
  • Patent Document 1 discloses a high-tensile steel sheet for warm forming whose ratio of tensile strength at 450 ° C. to tensile strength at room temperature is 0.7 or less.
  • this high strength steel sheet for warm forming has a small decrease in tensile strength at 150 ° C. (see paragraph [0056], Table 3), and 350 ° C. to A 1 for obtaining a sufficient forming load reduction effect. It is necessary to mold at a relatively high temperature range of points (see paragraph [0018]). For this reason, there exists a problem that the surface state of a steel plate is impaired by oxidation, and energy consumption for heating the steel plate increases. Further, there is a concern that the strength at the time of use after molding is lowered by tempering martensite.
  • the present invention has been made paying attention to the above circumstances, and its purpose is to sufficiently reduce the strength at the time of warm forming in a lower temperature range (150 to 250 ° C.) than the above prior art, while at room temperature after forming.
  • An object of the present invention is to provide a high-strength steel sheet capable of ensuring a high strength of 980 MPa or more and a method for producing the same.
  • the invention described in claim 1 % By mass (hereinafter the same for chemical components) C: 0.05 to 0.3% Si: 1 to 3%, Mn: 0.5 to 3%, 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
  • the C concentration (C ⁇ R ) is 0.5 to 1.0% by mass, It is a high-strength steel sheet excellent in warm formability, characterized in that what is present in ferrite grains is present in an area ratio of 1% or more with respect to the entire structure.
  • the invention described in claim 2 Ingredient composition further Cr: 0.01 to 3% Mo: 0.01 to 1%, Cu: 0.01-2%, Ni: 0.01-2%, B: 0.00001 to 0.01% Ca: 0.0005 to 0.01%, Mg: 0.0005 to 0.01%, REM: 0.0001 to 0.01%
  • a steel material having the composition shown in claim 1 or 2 is hot-rolled under the conditions shown in the following (1) to (3), cold-rolled, and then heat-treated. This is a method for producing a high-strength cold-rolled steel sheet having excellent formability.
  • Heat treatment conditions The temperature range of 600 to Ac 1 ° C.
  • annealing heating temperature (0.4 ⁇ Ac 1 + 0.6 ⁇ Ac 3 ) to (0 .05 ⁇ Ac 1 + 0.95 ⁇ Ac 3 ), annealing holding time: 1800 s or less, then rapid cooling from annealing temperature to austempering temperature: 350 to 500 ° C. at an average cooling rate of 5 ° C./s or more Then, hold the austempering temperature at this austempering temperature: 10 to 1800 s and then cool to room temperature, or hold the austempering holding time at this austempering temperature: 10 to 100 s and then raise the temperature again to 480 to 600 ° C. The reheating holding time is maintained at this reheating temperature: 1 to 100 s, and then cooled to room temperature.
  • bainitic ferrite 40 to 85%, retained austenite: 5 to 20%, martensite + the above retained austenite: 10 to 50%, ferrite: 5 to 40%
  • the retained austenite has a C concentration (C ⁇ R ) of 0.5 to 1.0% by mass, and what is present in the ferrite grains is 1% or more in terms of the area ratio with respect to the entire structure.
  • C ⁇ R C concentration
  • the strength is sufficiently lowered during warm forming in a temperature range (150 to 250 ° C.) lower than that of the conventional steel, while high strength of 980 MPa or more can be secured when used at room temperature after forming.
  • a high-strength steel sheet and a manufacturing method thereof can be provided.
  • the present inventors pay attention to a TRIP steel sheet containing bainitic ferrite having a substructure (matrix) having a high dislocation density and residual austenite ( ⁇ R ) as a high-strength steel sheet having excellent formability, and the above-described conventional technique.
  • a TRIP steel sheet containing bainitic ferrite having a substructure (matrix) having a high dislocation density and residual austenite ( ⁇ R ) as a high-strength steel sheet having excellent formability
  • the following measures (1) to (3) can provide a high-strength steel sheet capable of ensuring both warm formability in a lower temperature range and ensuring room temperature strength.
  • the balance between the strength and ductility of the matrix is optimized by partially introducing ferrite and martensite into the structure.
  • Inclusion of ⁇ R having a carbon concentration of 0.5 to 1.0 mass% in an area ratio of 5% or more increases the room temperature strength by the TRIP effect.
  • ⁇ R having an area ratio of 1% or more is covered with soft ferrite (that is, the area ratio of ⁇ R existing in the ferrite grains is ensured to be 1% or more).
  • the ferrite-austenite two-phase temperature is suppressed by suppressing recrystallization of the ferrite processed by cold rolling in the temperature rising process of the annealing process. It was found that it is effective to promote nucleation of austenite in ferrite grains during soaking in the region.
  • the steel sheet of the present invention is based on the structure of TRIP steel.
  • it contains ⁇ R having a carbon concentration of 0.5 to 1.0% by mass while containing a predetermined amount of ferrite and martensite. contained in an area ratio of 5% to 20% addition, from 1% or more in area ratio of the gamma R is covered with that of ferrite (i.e., present in ferrite grains) can be characterized.
  • “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”).
  • 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 40 to 85% (preferably 40 to 75%, more preferably 40 to 65%) 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 has, gamma are those defined by the balance of the R, so that can exhibit the desired properties, they are recommended to properly control.
  • ⁇ Residual austenite ( ⁇ R ): 5 to 20%> gamma R is useful in improving the total elongation, in order to effectively exhibit such an action, more than 5% in area ratio to the total tissue (preferably 7% or more, more preferably 10% or more) It is necessary to exist. On the other hand, the stretch flangeability deteriorates too much when present in large amounts, so the upper limit was set to 20%.
  • ferrite is a soft phase, itself cannot be used to increase the strength, but it is effective in increasing the ductility of the matrix. Furthermore, in order to preferentially plastically deformed during the molding, the distortion is easily accumulated in the grains, by promoting the deformation-induced martensitic transformation of gamma R existent within the ferrite particle, which contributes to the room-temperature strength ensured. For this reason, ferrite is introduced in an area ratio of 5% or more (preferably 7% or more, more preferably 9% or more) and 40% or less (preferably 35% or less, more preferably 30% or less).
  • C ⁇ R ⁇ C concentration of residual austenite ( ⁇ R ) (C ⁇ R ): 0.5 to 1.0 mass%>
  • C ⁇ R is, ⁇ R at the time of processing is an indicator that affects the stability of the transformation to martensite.
  • C gamma R is too low, to deformation-induced martensite transformation without sufficient stabilization during warm of 0.99 ⁇ 250 ° C. molding, it increases the load during warm forming.
  • the C gamma R is too high, too stabilized, because it does not process the added sufficiently deformation-induced martensite transformation even at room temperature, it is necessary to increase the strength of the matrix for room-temperature strength ensured, also warm Increase the load during molding.
  • C gamma R is required to be 0.5 to 1.0 mass%.
  • the content is 0.7 to 0.9% by mass.
  • ⁇ R present in ferrite grains 1% or more> gamma R a by covering a soft ferrite, thereby promoting the deformation-induced martensitic transformation of gamma R during room temperature deformation, increasing the room temperature strength. Furthermore, a large load reduction effect is obtained by suppressing the deformation-induced martensitic transformation of gamma R during warm forming of 0.99 ⁇ 250 ° C..
  • the ⁇ R present in the ferrite grains is 1% or more in terms of the area ratio with respect to the entire structure. Preferably it is 1.1% or more.
  • Bainite including 0%> Steel sheet of the present invention, to the extent the tissue only (martensite and / or bainitic ferrite, mixed structure of polygonal ferrite and gamma R) may be composed of, not impairing the effects of the present invention, other As the heterogeneous structure, bainite may be included. Although 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, and, the method for measuring the area ratio of gamma R existent within the ferrite particle [Each phase area ratio, gamma C concentration (C gamma R) of R, and, the method for measuring the area ratio of gamma R existent within the ferrite particle]
  • each phase area ratio, gamma C concentration of R (C gamma R) and will be described the method for measuring the area ratio of gamma R existent within the ferrite particle.
  • the area ratio of the microstructure in the steel sheet is measured by repeller corrosion of the steel sheet, and by observing with a light microscope (magnification 1000 times), for example, the white area is defined as “martensite + retained austenite ( ⁇ R )”. did.
  • gamma C concentration area ratio and gamma R of the R (C gamma R), after grinding to 1/4 the thickness of the steel sheet was measured by X-ray diffraction method from the chemical polishing (ISIJ Int.Vol.33 (1933), No. 7, p. 776).
  • the area ratio of the ferrite was determined by corroding the steel plate with nital and identifying an agglomerated white region having an equivalent circle diameter of 5 ⁇ m or more as ferrite by optical microscope observation (magnification 400 times).
  • the area ratio of gamma R existent within the ferrite particle was measured as follows. First, using a scanning electron microscope (JSMOL JSM-5410) and TSL OIM TM , EBSD measurement was performed at a pitch of 0.2 ⁇ m, FCC phase and BCC phase, adjacent crystal grains and an orientation of 15 ° or more. Map grain boundaries with differences. In this mapping, identifying the mapped region as FCC phase is defined as gamma R. Further, a region where the grain boundary area having an orientation difference of 15 ° or more in the BCC phase is 10 measurement points or less and a region that could not be analyzed as an FCC phase or a BCC phase are defined and identified as martensite.
  • a region having 490 measurement points or more (equivalent circle diameter of 5 ⁇ m or more) with an orientation difference of less than 15 ° is defined and identified as ferrite, and the remaining region is defined as bainitic ferrite.
  • a grain boundary surrounding a region where 490 measurement points or more are continuous with an orientation difference of less than 15 ° is defined as a ferrite grain boundary, and ⁇ R that does not contact the ferrite grain boundary and bainitic ferrite exists in the ferrite grain. It is defined as ⁇ R.
  • ⁇ R exists in a mixed structure with martensite, and in this case, the above ⁇ R existence region judgment criterion is applied in units of mixed tissues.
  • Component composition of the steel sheet of the present invention C: 0.05 to 0.3% C is an essential element for obtaining a desired main structure (bainitic ferrite + martensite + ⁇ R ) while ensuring high strength. It is necessary to add 05% or more (preferably 0.10% or more, more preferably 0.15% or more). However, if it exceeds 0.3%, it is not suitable for welding.
  • Si 1 to 3%
  • Si is, gamma R is as effective element for suppressing the generating is decomposed and carbide.
  • Si is useful as a solid solution strengthening element.
  • Si 1% or more Preferably it is 1.1% or more, More preferably, it is 1.2% or more.
  • Si is added in excess of 3%, the formation of bainitic ferrite + martensite structure is hindered, the hot deformation resistance is increased, and the welds are easily embrittled. It also has an adverse effect on the surface properties of the film, so the upper limit is made 3%.
  • it is 2.5% or less, More preferably, it is 2% or less.
  • Mn 0.5 to 3%
  • Mn also exerts an effect of promoting transformation and promoting the formation of bainitic ferrite + martensite structure. Further stabilizes the gamma, an element necessary for obtaining a desired gamma R.
  • it is necessary to add 0.5% or more.
  • it is 0.7% or more, More preferably, it is 1% or more.
  • adverse effects such as slab cracking are observed.
  • it is 2.5% or less, More preferably, it is 2% or less.
  • P 0.1% or less (including 0%) P is inevitably present as an impurity element, a good element be added to ensure the desired gamma 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 0.008% or less, More preferably, it is 0.005% or less.
  • Al 0.001 to 0.1% Al is added as a deoxidizer. 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. If the N content is less than 0.002%, the production load is remarkably increased, so the lower limit is made 0.002%. On the other hand, if 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. .
  • Cr 0.01 to 3% Mo: 0.01 to 1%, Cu: 0.01-2%, Ni: 0.01-2%, B: 0.00001 ⁇ 1 or two or more of 0.01% of these elements is useful as strengthening element of steel, the gamma R is an element effective for securing a predetermined amount.
  • Cr 0.01% or more (more preferably 0.02% 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%) It is recommended to add each of the above.
  • Cr is added in an amount of 3%
  • Mo is added in an amount of 1%
  • Cu and Ni are added in an amount of more than 2%
  • B is added in an amount exceeding 0.01%
  • the above effect is saturated, which is economically wasteful.
  • Cr is 2.0% or less
  • Mo is 0.8% or less
  • Cu is 1.0% or less
  • Ni is 1.0% or less
  • 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. However, even if these elements are added in excess of 0.01%, the above effects are saturated, which is economically useless. 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 produced by hot rolling a steel material satisfying the above component composition under the conditions shown in the following (1) to (3), followed by cold rolling and heat treatment. order to present more than 1% of gamma R at an area ratio within, by suppressing the recrystallization of ferrite is processed by cold rolling, facilitate the nucleation of austenite in the ferrite grains in a ferrite-austenite two-phase temperature region It is characterized by making it.
  • Hot rolling conditions / Finish rolling finish temperature Ar 3 points or more / Winding temperature: 450-700 ° C.
  • the hot rolling finishing temperature (finishing rolling finishing temperature, FDT) may be 3 or more Ar, and the coiling temperature may be 450 to 700 ° C. under normal conditions.
  • a rapid temperature rise is performed which is not conventional, and then austenitic ( ⁇ + ⁇ ) is soaked in a two-phase temperature range, rapidly cooled at a predetermined cooling rate and supercooled. Then, 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 recrystallization rate X was obtained by examining the effects of the recrystallization temperature and holding time (t) using a material in which the initial dislocation density ⁇ 0 was changed by changing the cold rolling rate. It was found that can be represented by.
  • Formula 1 ′: X 1 ⁇ exp [ ⁇ exp ⁇ A 1 ln (D Fe ) + A 2 ln ( ⁇ 0 ) ⁇ A 3 ⁇ ⁇ t n ] (Here, A 1 , A 2 , A 3 , n: constant)
  • the correlation between the initial dislocation density ⁇ 0 and the cold rolling rate [CR] was investigated using steel sheets cold-rolled at 20 to 80% on various steel materials. As a result, it was found that it can be expressed by the following formula 3.
  • B 1 1.54 ⁇ 10 15
  • C 0.17%, Si: 1.35%, Mn: 2.0%, cold rolled at a cold rolling rate of 36% (annealing) ⁇
  • Two kinds of cold rolled steel sheets (before tempering) and actual cold rolled steel sheets (thickness 1.6 mm) and cold rolled steel sheets with a cold rolling rate of 36% and cold rolled to a cold rolling rate of 60% was used as a test material.
  • the recrystallization rate was calculated using the definition formula of ( ⁇ 180Hv).
  • 180Hv in the above definition formula is the lowest hardness that does not soften any more when the heat treatment is performed by sequentially extending the holding time in the state where the holding temperature is the highest, and it is sufficiently annealed and re-applied. This corresponds to the hardness of the state where crystallization is completed and completely softened.
  • the data of the recrystallization rate X calculated in this way is subjected to an Abrami plot as a relationship between the holding temperature T and the holding time t, whereby constants A 1 , A 2 , A in the above formula 1 ′ are obtained.
  • (0.05 ⁇ Ac 1 + 0.95 ⁇ Ac 3) ferrite fraction is too low when it exceeds, after which no longer be the presence of a sufficient amount of gamma R within the ferrite grains, the matrix and high strength This increases the load during warm forming. It is preferably (0.4 ⁇ Ac 1 + 0.6 ⁇ Ac 3 ) to (0.1 ⁇ Ac 1 + 0.9 ⁇ Ac 3 ).
  • ⁇ Average cooling rate from annealing heating temperature to austempering temperature 5 ° C./s or more> If the average cooling rate is less than 5 ° C./s, the ferrite fraction becomes too high to ensure room temperature strength. Preferably it is 8 degrees C / s or more, More preferably, it is 10 degrees C / s or more.
  • ⁇ Austempering temperature 350-500 ° C>
  • the bainite transformation during the austempering treatment is controlled to an appropriate stage, and the carbon concentration to the untransformed austenite is controlled to an appropriate level. If it is less than 350 degreeC, the carbon concentration to untransformed austenite will be accelerated
  • the temperature exceeds 500 ° C., the bainite transformation does not proceed sufficiently, and the ⁇ R fraction in the final structure decreases.
  • the temperature is preferably 360 to 480 ° C, more preferably 380 to 460 ° C.
  • reheat temperature 480 to 600 ° C.
  • Reheat hold time hold 1 to 100 s, then cool to room temperature>
  • an alloyed hot-dip galvanized steel sheet (GA steel sheet) is manufactured on a hot-dip galvanizing line.
  • the reheating after the austempering treatment is for alloying treatment.
  • the bainite transformation during the austempering treatment is controlled to an appropriate stage, and the carbon concentration to the untransformed austenite is controlled to an appropriate level. If it is less than 10 s, the bainite transformation does not proceed sufficiently, and the ⁇ R fraction in the final structure decreases.
  • the reheating after the austempering treatment is for alloying treatment.
  • the preferred reheating temperature is 480 to 550 ° C.
  • test steels having the respective component compositions shown in Table 1 were melted in vacuum to form a slab having a thickness of 30 mm, and then the slab was heated to 1200 ° C., and the finish rolling finish temperature (FDT) was 900 ° C. After hot rolling to 5 mm, it was placed in a holding furnace at a coiling temperature of 500 ° C. and air-cooled to simulate the winding of a hot-rolled sheet.
  • FDT finish rolling finish temperature
  • the cold-rolled sheet was subjected to a soaking temperature (annealing heating temperature) T1 ° C. at an average heating rate HR 1 ° C./s between 600 ° C. and Ac 1 so that the recrystallization rate X was obtained under each condition shown in Table 2. And then held at the soaking temperature T1 ° C. for t1 seconds, cooled at an average cooling rate CR1 ° C./s, held at the supercooling temperature (austempering temperature) T2 ° C. for t2 seconds, and then cooled by air, or After maintaining at the supercooling temperature T2 ° C. for t2 seconds, the reheating temperature T3 ° C. was further maintained for t3 seconds, and then air cooling was performed.
  • a soaking temperature annealing heating temperature
  • HR 1 ° C./s between 600 ° C. and Ac 1
  • each phase area ratio, gamma C concentration of R (C gamma R), and ferrite grains the area ratio of gamma R which is present within the measurement.
  • the steel sheet was pulled by a tensile test at a strain rate of 1 mm / s using a JIS No. 5 test piece at room temperature and 200 ° C., respectively.
  • Strength (TS) was measured.
  • DELTA difference (DELTA) TS of room temperature TS and warm TS was computed as a parameter
  • Steel No. 1 to 3, 7, 15 to 17, 19, 20, and 25 to 31 were all manufactured using the steel grades satisfying the range of the composition of the present invention under the recommended heat treatment conditions.
  • the steel sheet according to the present invention satisfies the requirements, and both the room temperature strength and the warm strength satisfy the evaluation criteria, and a high strength steel plate excellent in warm formability was obtained.
  • Steel No. Reference numerals 4 to 6, 8 to 14, 18, and 21 to 24 are comparative steel sheets that do not satisfy at least one of the component composition and the structure defined in the present invention, and at least one of room temperature strength and warm strength is evaluated. The standard is not met.
  • Steel No. No. 14 has steel No. 14 because the holding time t3 at the reheating temperature T3 is too long. Similar to 13, the ⁇ R fraction in the final structure becomes too low, and the ⁇ R present in the ferrite grains becomes too low, and both the room temperature strength and the effect of reducing the load during warm forming are insufficient.
  • FIG. Figure 1 is the result of EBSP observation, a white granules gamma R. From this figure, in the comparative steel plate (steel No. 5), ⁇ R is hardly present in the ferrite ( ⁇ ) grains, whereas in the steel plate of the present invention (steel No. 2), ⁇ R is in the ferrite ( ⁇ ) grains. It is clear that there are many.
  • the present invention is suitable as a thin steel plate or the like used for a framework part for automobiles.

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Abstract

　本発明の高強度鋼板は、質量%で、Ｃ：０．０５～０．３%、Ｓｉ：１～３%、Ｍｎ：０．５～３%、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、残部が鉄及び不純物からなり、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%、残留オーステナイト（γＲ）：５～２０%、マルテンサイト＋γＲ：１０～５０%、フェライト：５～４０%を含む組織を有し、γＲは、そのC濃度が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。

Description

温間成形性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
　 本発明は、自動車部品等に用いられる温間成形性に優れた高強度鋼板およびその製造方法に関する。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、より高強度化が要求されている。そのため、鋼板強度を９８０ＭＰａ級以上に高強度化することが求められているが、プレス時に成形荷重が大きくなるため、プレス機への負荷が過大になるという問題がある。したがって、成形時には低強度で、成形後の使用時には高強度である鋼板の開発が望まれている。そして、成形時の荷重低減手段として、温間成形が知られている（例えば、特許文献１、２参照）。
　上記特許文献１には、室温における引張強度に対する４５０℃における引張強度の比が０．７以下である温間成形加工用高張力鋼板が開示されている。しかしながら、この温間成形加工用高張力鋼板は、１５０℃における引張強度の低下度合いは小さく（段落［００５６］、表３参照）、十分な成形時荷重低減効果を得るには３５０℃～Ａ１点という比較的高い温度域で成形する必要がある（段落［００１８］参照）。このため、酸化により鋼板の表面状態が損なわれるとともに、鋼板加熱のためのエネルギー消費が増加する問題がある。さらに、マルテンサイトが焼戻されることにより、成形後の使用時の強度が低下することも懸念される。
　上記特許文献２には、ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．０４０～０．２０％、Ｓｉ：１．５％以下、Ｍｎ：０．５０～３．０％、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０１～０．５％、Ｎ：０．００５％以下、Ｖ：０．１０～１．０％を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、さらに前記Ｖの９０％以上が固溶状態である温間成形に適した冷延鋼板が開示されている。しかしながら、この冷延鋼板は、３００℃以上Ａ１点以下という比較的高い温度域で加工する必要がある（段落［００２１］参照）。このため、上記特許文献１に記載された温間成形加工用高張力鋼板と同様、酸化により鋼板の表面状態が損なわれるとともに、鋼板加熱のためエネルギー消費が増加する問題がある。さらに、高価なＶを添加する必要があるため、コストの上昇を招く問題もある。
日本国特開２００３－１１３４４２号公報 日本国特許第４５０６４７６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、上記従来技術より低い温度域（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高強度鋼板およびその製造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　：０．０５～０．３％、
　Ｓｉ：１～３％、
　Ｍｎ：０．５～３％、
　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：４０～８５％、
　残留オーステナイト：５～２０％、
　マルテンサイト＋上記残留オーステナイト：１０～５０％、
　フェライト：５～４０％
　を含む組織を有し、
　上記残留オーステナイトは、
　そのＣ濃度（ＣγＲ）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
ことを特徴とする温間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、
　成分組成が、さらに、
　Ｃｒ　：０．０１～３％
　Ｍｏ　：０．０１～１％、
　Ｃｕ　：０．０１～２％、
　Ｎｉ　：０．０１～２％、
　Ｂ　　：０．００００１～０．０１％
　Ｃａ　：０．０００５～０．０１％、
　Ｍｇ　：０．０００５～０．０１％、
　ＲＥＭ：０．０００１～０．０１％
の少なくとも１種を含むものである請求項１記載の温間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、
　請求項１または２に示す成分組成を有する鋼材を、下記（１）～（３）に示す各条件で、熱間圧延した後、冷間圧延し、その後、熱処理することを特徴とする温間成形性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法である。
（１）熱間圧延条件
　仕上げ圧延終了温度：Ａｒ３点以上
　巻取り温度：４５０～７００℃
（２）冷間圧延条件
　冷間圧延率：２０～８０％
（３）熱処理条件
　６００～Ａｃ１℃の温度域を、下記式１を満足する昇温パターンで昇温し、焼鈍加熱温度：（０．４×Ａｃ１＋０．６×Ａｃ３）～（０．０５×Ａｃ１＋０．９５×Ａｃ３）にて、焼鈍保持時間：１８００ｓ以下保持した後、この焼鈍加熱温度からオーステンパ温度：３５０～５００℃までを５℃／ｓ以上の平均冷却速度で急冷した後、このオーステンパ温度でオーステンパ保持時間：１０～１８００ｓ保持した後常温まで冷却する、または、このオーステンパ温度でオーステンパ保持時間：１０～１００ｓ保持したのち再加熱温度：４８０～６００℃まで再度昇温してこの再加熱温度で再加熱保持時間：１～１００ｓ保持した後常温まで冷却する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000002
　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：４０～８５％、残留オーステナイト：５～２０％、マルテンサイト＋上記残留オーステナイト：１０～５０％、フェライト：５～４０％を含む組織を有し、上記残留オーステナイトは、そのＣ濃度（ＣγＲ）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％以上存在するものとすることで、上記従来鋼より低い温度域（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高強度鋼板およびその製造方法を提供できるようになった。
本発明鋼板および比較鋼板の断面組織写真である。
　本発明者らは、成形性に優れる高強度鋼板として、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、上記従来技術よりも低い温度域（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以上の高強度を確保する方策について検討を行ってきた。
　その結果、下記（１）～（３）の方策により、従来より低い温度域での温間成形性と室温強度の確保を両立できる高強度鋼板が得られることがわかった。
（１）組織中にフェライトおよびマルテンサイトを一部導入することで、マトリックスの強度および延性のバランスを最適化する。
（２）炭素濃度０．５～１．０質量％のγＲを面積率で５％以上含有させることで、ＴＲＩＰ効果により室温強度を高める。
（３）このとき、面積率で１％以上のγＲを軟質なフェライトに覆わせる（すなわち、フェライト粒内に存在するγＲの面積率を１％以上確保する）ことで、塑性加工時に当該γＲに歪を加わり易くして、室温における加工誘起マルテンサイト変態を促進し、マトリックスと合わせて室温強度９８０ＭＰａ以上を確保する。一方、この鋼板を１５０～２５０℃の温間域にて加工する際、γＲの加工誘起マルテンサイト変態が抑制されて、強度が低下し、成形荷重が低下する。この際、室温強度におけるγＲの加工誘起マルテンサイト変態の寄与を高めているため、温間域における成形荷重の低下量が大きく、温間成形性に優れる。
　また、フェライト粒内に存在するγＲの面積率を確保するには、焼鈍工程の昇温過程において、冷延で加工されたフェライトの再結晶化を抑制することにより、フェライト・オーステナイト２相温度域での均熱時にフェライト粒内におけるオーステナイトの核生成を促進させることが有効であることがわかった。
　上記知見に基づき、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、ＴＲＩＰ鋼の組織をベースとするものであるが、特に、フェライトおよびマルテンサイトを所定量含有するとともに、炭素濃度０．５～１．０質量％のγＲを面積率で５～２０％含有し、さらに、このγＲのうち面積率で１％以上のものがフェライトで覆われている（すなわち、フェライト粒内に存在する）ことを特徴とする。
＜ベイニティック・フェライト：４０～８５％＞
　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４０～８５％（好ましくは４０～７５％、より好ましくは４０～６５％）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）：５～２０％＞
　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５％以上（好ましくは７％以上、より好ましくは１０％以上）存在することが必要である。一方、多量に存在すると伸びフランジ性が劣化しすぎるので、上限を２０％に定めた。
＜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１５％以上、より好ましくは２０％以上）５０％以下（好ましくは４５％以下、より好ましくは４０％以下）に制限した。
＜フェライト：５～４０％＞
　フェライトは軟質相のため、それ自体は高強度化には活用できないが、マトリックスの延性を高めるのに有効である。さらに、成形時に優先的に塑性変形するため、粒内に歪みがたまりやすく、フェライト粒内に存在するγＲの加工誘起マルテンサイト変態を促進させることで、室温強度確保に寄与する。このため、フェライトは面積率５％以上（好ましくは７％以上、より好ましくは９％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）のＣ濃度（ＣγＲ）：０．５～１．０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、１５０～２５０℃の温間成形時に十分安定化せずに加工誘起マルテンサイト変態するため、温間成形時の荷重を上昇させる。一方、ＣγＲが高すぎると、安定化しすぎて、室温で加工を加えても十分に加工誘起マルテンサイト変態しないため、室温強度確保のためにマトリックスを高強度化させる必要があり、やはり温間成形時の荷重を上昇させる。１５０～２５０℃の温間成形時の荷重を低くするためには、ＣγＲは０．５～１．０質量％とする必要がある。好ましくは０．７～０．９質量％である。
＜フェライト粒内に存在するγＲ：１％以上＞
　γＲを軟質なフェライトで覆うことで、室温変形時におけるγＲの加工誘起マルテンサイト変態を促進させて、室温強度を高める。さらに、１５０～２５０℃の温間成形時にγＲの加工誘起マルテンサイト変態を抑制することによって大きな荷重低減効果が得られる。これらの効果を有効に発揮させるため、フェライト粒内に存在するγＲは、全組織に対する面積率で１％以上とする。好ましくは１．１％以上である。
＜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（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、ポリゴナル・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）、および、フェライト粒内に存在するγＲの面積率の各測定方法〕
　ここで、各相の面積率、γＲのＣ濃度（ＣγＲ）、および、フェライト粒内に存在するγＲの面積率の各測定方法について説明する。
　鋼板中組織の面積率は、鋼板をレペラー腐食し、光学顕微鏡観察（倍率１０００倍）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）は、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は、鋼板をナイタール腐食し、光学顕微鏡観察（倍率４００倍）により、円相当直径５μｍ以上の塊状の白い領域をフェライトと同定して面積率を求めた。さらにベイナイト等のその他組織の面積率を走査型電子顕微鏡（倍率５０００倍）にて同定した後、「マルテンサイト＋残留オーステナイト（γＲ）」および「フェライト」および「その他組織」以外の部分をベイニティック・フェライトとして、面積率を算出した。
　また、フェライト粒内に存在するγＲの面積率は、以下のようにして測定した。まず、走査型電子顕微鏡（ＪＥＯＬ製　ＪＳＭ－５４１０）にＴＳＬ社製　ＯＩＭＴＭを用いて、０．２μｍピッチでＥＢＳＤ測定を行い、ＦＣＣ相とＢＣＣ相と、隣接した結晶粒と１５°以上の方位差がある粒界をマッピングする。このマッピングの中で、ＦＣＣ相としてマッピングされた領域をγＲと定義して同定する。またＢＣＣ相で１５°以上の方位差がある粒界の面積が１０測定点以下の領域、および、ＦＣＣ相もしくはＢＣＣ相として解析できなかった領域をマルテンサイトと定義し同定する。残りのＢＣＣ相のうち、１５°未満の方位差で連続する領域が４９０測定点以上（円相当直径５μm以上）ある領域をフェライト、残りの領域をベイニティック・フェライトとそれぞれ定義し同定する。１５°未満の方位差で連続する領域が４９０測定点以上ある領域を囲む粒界をフェライト粒界と定義し、フェライト粒界およびベイニティック・フェライトに接しないγＲをフェライト粒内に存在するγＲと定義する。なお、γＲは多くの場合マルテンサイトと混合組織を形成して存在するので、その場合は混合組織単位で上記γＲの存在領域判断基準を適用する。
　なお、ＥＢＳＤ測定の分解能の制約上、微小なγＲ（ＦＣＣ相）はマッピングされない傾向があり、ＥＢＳＤ測定によるマッピングで得られるγＲ面積率はＸ線回折で得られるγＲ面積率よりも低い。そのため、マッピング中で全γＲのうち、フェライト粒内に存在するγＲの割合を算出し、その割合をＸ線回折で得られるγＲ面積率に掛けることで、フェライト粒内に存在するγＲ面積率を求めた。
　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：０．０５～０．３％
　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０．０５％以上（好ましくは０．１０％以上、より好ましくは０．１５％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：１～３％
　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％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％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％とする。好ましくは２．５％以下、より好ましくは２％以下である。
Ｍｎ：０．５～３％
　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、０．５％以上添加することが必要である。好ましくは０．７％以上、より好ましくは１％以上である。ただし、３％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２．５％以下、より好ましくは２％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０．００８％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。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。Ｎ含有量を０．００２％未満とすることは製造負荷を著しく上げるので、下限を０．００２％とする。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％
Ｍｏ：０．０１～１％、
Ｃｕ：０．０１～２％、
Ｎｉ：０．０１～２％、
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を所定量確保するの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０．０２％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％、Ｍｏは１％、ＣｕおよびＮｉはそれぞれ２％、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、これらの元素はそれぞれ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。
　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、下記（１）～（３）に示す各条件で、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が、フェライト粒内にγＲを面積率で１％以上存在させるため、冷延で加工されたフェライトの再結晶化を抑制することにより、フェライト・オーステナイト２相温度域でフェライト粒内におけるオーステナイトの核生成を促進させることを特徴とする。
（１）熱間圧延条件
・仕上げ圧延終了温度：Ａｒ３点以上
・巻取り温度：４５０～７００℃
　熱間圧延の仕上げ温度（仕上げ圧延終了温度、ＦＤＴ）はＡｒ３点以上、巻取り温度は４５０～７００℃と通常の条件でよい。
（２）冷間圧延条件
・冷間圧延率：２０～８０％
　また、冷間圧延の際の冷間圧延率（冷延率）を２０～８０％とすることで、フェライトに歪みを加えることによって、続く焼鈍工程における均熱時にフェライト粒内におけるオーステナイトの生成を促進させる。
（３）熱処理条件
　６００～Ａｃ１℃の温度域を、下記式１を満足する昇温パターンで昇温し、焼鈍加熱温度：（０．４×Ａｃ１＋０．６×Ａｃ３）～（０．０５×Ａｃ１＋０．９５×Ａｃ３）にて、焼鈍保持時間：１８００ｓ以下保持した後、この焼鈍加熱温度からオーステンパ温度：３５０～５００℃までを５℃／ｓ以上の平均冷却速度で急冷した後、このオーステンパ温度でオーステンパ保持時間：１０～１８００ｓ保持した後常温まで冷却する、または、このオーステンパ温度でオーステンパ保持時間：１０～１００ｓ保持したのち再加熱温度：４８０～６００℃まで再度昇温してこの再加熱温度で再加熱保持時間：１～１００ｓ保持した後常温まで冷却する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000003
　焼鈍工程における昇温時にフェライトの再結晶を抑制するため従来にない急速昇温を行い、次いでオーステナイト化するため（γ＋α）２相温度域で均熱し、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。
　以下、上記熱処理条件について、さらに詳細に説明する。
＜６００～Ａｃ１℃の温度域を、上記式１を満足する昇温パターンで昇温＞
　焼鈍工程における昇温時に従来にない急速加熱をすることによりフェライトの再結晶を抑制するためである。これにより、続く均熱工程でフェライト粒内におけるオーステナイトの生成を促進できる。
　ここで、上記式１における「Ｘ＝１－ｅｘｐ（・・・）」の部分は、フェライトの再結晶率Ｘの予測式であるが、その導出過程を以下に示す。
　すなわち、再結晶率Ｘは、冷延率を変化させることにより初期転位密度ρ０を変化させた材料を用いて、再結晶温度、保持時間（ｔ）の影響を検討した結果、下記式１’で表すことができることを見出した。
　式１’：Ｘ＝１－ｅｘｐ［－ｅｘｐ｛Ａ１ｌｎ（ＤＦｅ）＋Ａ２ｌｎ（ρ０）－Ａ３｝・ｔｎ］
（ここに、Ａ１、Ａ２、Ａ３、ｎ：定数）
　そして、鉄の自己拡散率ＤＦｅは、
　式２：ＤＦｅ＝０．０１１８ｅｘｐ［－２８１５００／｛Ｒ（Ｔ＋２７３）｝］（ｍ２／ｓ）（ここに、Ｔ：温度（℃）、Ｒ：ガス定数［＝８．３１４ｋＪ／（Ｋ・ｋｇ－ａｔｏｍ）］）の関係が成り立つことが知られている（例えば、日本鉄鋼協会編、鉄鋼便覧  第３版、Ｉ  基礎、丸善、１９８１年、ｐ.３４９参照）。
　また、初期転位密度ρ０については、各種鋼材に２０～８０％の冷延率で冷延を施した鋼板を用いて初期転位密度ρ０と冷延率［ＣＲ］との相関関係を調査した結果、下記式３で表すことができることがわかった。なお、転位密度の測定は、日本国特開２００８－１４４２３３号公報に開示した方法を用いた。
　式３：ρ０＝Ｂ１ｌｎ［（－ｌｎ｛（１００－［ＣＲ］）／１００｝］＋Ｂ２
（Ｂ１、Ｂ２：定数）
　上記調査結果に基づき、上記式３の定数Ｂ１、Ｂ２の値を決定した結果、冷延率［ＣＲ］：２０～８０％の範囲において、Ｂ１＝１．５４×１０１５、Ｂ２＝２．５１×１０１５が得られた。
　そして、上記式１’中の定数Ａ１、Ａ２、Ａ３、ｎの値を決定するため、以下の試験を実施した。
　本発明の成分組成の範囲内にある、Ｃ：０．１７％、Ｓｉ：１．３５％、Ｍｎ：２．０％を含有し、冷延率３６％で冷間圧延されたまま（昇鈍・焼戻し処理前）の実機冷延鋼板（板厚１．６ｍｍ）と、この冷延率３６％の実機冷延鋼板をさらに冷間圧延して冷延率６０％とした冷延鋼板の２種類を供試材とした。
　そして、上記２種類の冷延鋼板を、「急速加熱＋一定温度に所定時間保持＋急速冷却」のヒートパターンにて、種々の保持温度と保持時間の組み合わせで熱処理し、熱処理前後の鋼板の硬さをそれぞれ測定し、その硬さの変化と再結晶率とは強い相関関係にあると考えられるので、再結晶率＝（熱処理前の硬さ－熱処理後の硬さ）／（熱処理前の硬さ－１８０Ｈｖ）の定義式で再結晶率を算出した。ここに、前記定義式中の１８０Ｈｖは、最も保持温度が高い状態で、保持時間を順次延長して熱処理を行った際に、これ以上軟化しない最低の硬さであり、十分に焼鈍されて再結晶化が完了し完全に軟化された状態の硬さに相当する。
　このようにして算出した再結晶率Ｘのデータを、保持温度Ｔおよび保持時間ｔとの関係としてアブラミ・プロット（Ａｖｒａｍｉ　Ｐｌｏｔ）することにより、上記式１’中の定数Ａ１、Ａ２、Ａ３、ｎの値を決定した結果、Ａ１＝０．８、Ａ２＝１．８、Ａ３＝３３．７、ｎ＝０．５８が得られた。
　そして、上記式１’は、Ｔが一定の場合の式であることから、この式１’を昇温過程に適用できるように、時間ｔの関数としての温度Ｔ（ｔ）に変更し、６００～Ａｃ１℃の間の滞在時間で積分する形に変形することで、上記式１における「Ｘ＝１－ｅｘｐ（・・・）」の部分を導出した。
　そして、種々の焼鈍条件で熱処理された鋼板について、上記のようにして導出した、上記式１における「Ｘ＝１－ｅｘｐ（・・・）」の部分を用いて算出した再結晶率Ｘと、実際の熱処理後の鋼板の組織観察で確認された再結晶状態との比較を行ったところ、両者に良好な一致が見られたことから、上記式１における「Ｘ＝１－ｅｘｐ（・・・）」の部分による、再結晶率Ｘの予測精度は十分に高いことが確認できた。
　したがって、上記式１の「Ｘ＝・・・≦０．５」は、冷延率ＣＲで冷間圧延した後、続く焼鈍工程における昇温時において、フェライトの再結晶率が５０％以下に抑制されるように、６００～Ａｃ１℃の温度域における昇温パターンを規定することを意味する。好ましくはＸ≦０．４５、さらに好ましくはＸ≦０．４である。
＜焼鈍加熱温度：（０．４×Ａｃ１＋０．６×Ａｃ３）～（０．０５×Ａｃ１＋０．９５×Ａｃ３）＞
　（γ＋α）２相温度域で均熱することで、フェライト粒内にオーステナイトを生成させ、最終組織でフェライト粒内にγＲを存在させるためである。また、フェライト分率を所望範囲に調整することで、室温強度を確保しつつマトリックス強度を低下させることにより、１５０～２５０℃の温間成形時に低荷重で成形することができる。（０．４×Ａｃ１＋０．６×Ａｃ３）未満ではフェライト分率が高くなりすぎて所望の室温強度が得られない。一方、（０．０５×Ａｃ１＋０．９５×Ａｃ３）を超えるとフェライト分率が低くなりすぎて、フェライト粒内に十分な量のγＲを存在させられなくなるうえ、マトリックスが高強度化しすぎ、温間成形時の荷重が増大する。好ましくは（０．４×Ａｃ１＋０．６×Ａｃ３）～（０．１×Ａｃ１＋０．９×Ａｃ３）である。
＜焼鈍保持時間：１８００ｓ以下＞
　生産性を損なわないためである。
＜焼鈍加熱温度からオーステンパ温度までの平均冷却速度：５℃／ｓ以上＞
　平均冷却速度が５℃／ｓ未満では、フェライト分率が高くなりすぎて室温強度が確保できなくなる。好ましくは８℃／ｓ以上、さらに好ましくは１０℃／ｓ以上である。
＜オーステンパ温度：３５０～５００℃＞
　３５０～５００℃の温度域でオーステンパ処理することで、オーステンパ処理中におけるベイナイト変態を適切な段階に制御して未変態オーステナイトへの炭素濃化を適正なレベルに制御する。３５０℃未満では未変態オーステナイトへの炭素濃化が促進されすぎて、最終組織中のγＲ中の炭素濃度が高くなりすぎる。一方５００℃を超えると、ベイナイト変態が十分に進行せず、最終組織中のγＲ分率が低下する。好ましくは３６０～４８０℃、さらに好ましくは３８０～４６０℃である。
＜オーステンパ保持時間：１０～１８００ｓ保持した後常温まで冷却＞
　冷延鋼板を連続焼鈍ライン（ＣＡＬ）で製造する場合、または、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ鋼板）を溶融亜鉛めっきラインで製造する場合を想定したものである。１０～１８００ｓ保持してオーステンパ処理することで、オーステンパ処理中におけるベイナイト変態を適切な段階に制御して未変態オーステナイトへの炭素濃化を適正なレベルに制御する。１０ｓ未満ではベイナイト変態が十分に進行せず、最終組織中のγＲ分率が低下する。一方１８００ｓを超えると未変態オーステナイトからセメンタイトが析出して、冷却後にγＲが所望の分率得られない。なお、ＣＡＬで製造する場合は１００～１８００ｓ（好ましくは２００～８００ｓ）、ＧＩ鋼板を製造する場合は１０～１００ｓ（好ましくは２０～６０ｓ）である。
＜または、オーステンパ保持時間：１０～１００ｓ保持したのち再加熱温度：４８０～６００℃で再加熱保持時間：１～１００ｓ保持した後常温まで冷却＞
　合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ鋼板）を溶融亜鉛めっきラインで製造する場合を想定したものである。オーステンパ処理後の再加熱は合金化処理のためである。１０～１００ｓ（好ましくは２０～６０ｓ）保持してオーステンパ処理することで、オーステンパ処理中におけるベイナイト変態を適切な段階に制御して未変態オーステナイトへの炭素濃化を適正なレベルに制御する。１０ｓ未満ではベイナイト変態が十分に進行せず、最終組織中のγＲ分率が低下する。なお、オーステンパ処理後の再加熱は合金化処理のためである。好ましい再加熱温度は４８０～５５０℃である。
　本発明の適用性を確証するため、成分組成および製造条件を種々変化させ、高強度鋼板の室温と温間での引張強度およびその影響について調査した。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、仕上げ圧延終了温度（ＦＤＴ）９００℃で板厚２．５ｍｍに熱間圧延した後、巻取り温度５００℃で保持炉に入れ、空冷することで熱延板の巻取りを模擬した。その後、冷延率５２％で冷間圧延して板厚１．２ｍｍの冷延板とした。そして、この冷延板を、表２に示す各条件にて、再結晶率Ｘとなるような６００℃～Ａｃ１間の平均加熱速度ＨＲ１℃／ｓで均熱温度（焼鈍加熱温度）Ｔ１℃まで加熱し、その均熱温度Ｔ１℃でｔ１秒保持した後、平均冷却速度ＣＲ１℃／ｓで冷却し、過冷温度（オーステンパ温度）Ｔ２℃でｔ２秒保持した後、空冷するか、もしくは、過冷温度Ｔ２℃でｔ２秒保持した後、さらに再加熱温度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各鋼板について、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）、および、フェライト粒内に存在するγＲの面積率を測定した。
　また、上記各鋼板について、室温強度および従来より低い温度域での温間強度を評価するため、室温および２００℃のそれぞれで、ＪＩＳ５号試験片を用い、ひずみ速度１ｍｍ／ｓの引張試験で引張強度（ＴＳ）を測定した。そして、温間における強度低下効果を評価する指標として、室温ＴＳと温間ＴＳの差ΔＴＳを算出した。
　これらの結果を表３および４に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
　これらの表に示すように、鋼Ｎｏ．１～３、７、１５～１７、１９、２０、２５～３１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製造した結果、本発明の組織規定の要件を充足する本発明鋼板であり、室温強度、温間強度ともに評価基準を満たしており、温間成形性に優れた高強度鋼板が得られた。
　これに対し、鋼Ｎｏ．４～６、８～１４、１８、２１～２４は本発明で規定する成分組成および組織の要件のうち少なくともいずれかを満足しない比較鋼板であり、室温強度、温間強度の少なくともいずれかが評価基準を満たしていない。
　例えば、鋼Ｎｏ．４、５は６００℃～Ａｃ１間の加熱速度ＨＲ１が低すぎるため、再結晶率Ｘが高くなりすぎて、フェライト粒内におけるオーステナイトの生成が抑制され、フェライト粒内に存在するγＲが減少し、室温強度、温間成形時の荷重低減効果ともに不足している。
　また、鋼Ｎｏ．６は均熱温度Ｔ１が低すぎるため、フェライト分率が高くなりすぎて、室温強度が不足している。
　一方、鋼Ｎｏ．８は均熱温度Ｔ１が高すぎるため、フェライトが生成せず、したがってフェライト粒内に存在するγＲもなくなり、室温強度は確保されるものの温間成形時の荷重低減効果が不足している。
　また、鋼Ｎｏ．９は均熱温度Ｔ１から過冷温度Ｔ２までの平均冷却速度ＣＲ１が低すぎるため、フェライト分率が高くなりすぎて、室温強度が不足している。
　また、鋼Ｎｏ．１０は過冷温度Ｔ２が低すぎるため、最終組織中のγＲ中の炭素濃度（ＣγＲ）が高くなりすぎて、温間成形時の荷重低減効果が不足している。
　一方、鋼Ｎｏ．１１は過冷温度Ｔ２が高すぎるため、ベイナイト変態が十分に進行せず、最終組織中のγＲ分率が低くなり、フェライト粒内に存在するγＲも少なくなりすぎて、温間成形時の荷重低減効果が不足している。
　また、鋼Ｎｏ．１２は過冷温度Ｔ２における保持時間ｔ２が短すぎるため、ベイナイト変態が十分に進行せず、最終組織中のγＲ分率が低くなり、フェライト粒内に存在するγＲも少なくなりすぎて、温間成形時の荷重低減効果が不足している。
　また、鋼Ｎｏ．１３は再加熱温度Ｔ３が高すぎるため、最終組織中のγＲ分率が低くなりすぎるとともに、フェライト粒内に存在するγＲも少なくなりすぎて、室温強度、温間成形時の荷重低減効果がともに不足している。
　また、鋼Ｎｏ．１４は再加熱温度Ｔ３における保持時間ｔ３が長すぎるため、鋼Ｎｏ．１３と同様、最終組織中のγＲ分率が低くなりすぎるとともに、フェライト粒内に存在するγＲも少なくなりすぎて、室温強度、温間成形時の荷重低減効果がともに不足している。
　また、鋼Ｎｏ．１８はＣ含有量が低すぎるため、最終組織中のγＲ分率が低くなりすぎるとともに、フェライト粒内に存在するγＲも少なくなりすぎて、温間成形時の荷重低減効果が不足している。
　また、鋼Ｎｏ．２１はＳｉ含有量が低すぎるため、最終組織中のγＲ分率が低くなりすぎるとともに、フェライト粒内に存在するγＲも少なくなりすぎて、室温強度が不足している。
　一方、鋼Ｎｏ．２２はＳｉ含有量が高すぎるとともに、再結晶率Ｘが高すぎるため、フェライト粒内に存在するγＲが少なくなりすぎて、温間成形時の荷重低減効果が不足している。
　また、鋼Ｎｏ．２３はＭｎ含有量が低すぎるため、最終組織中のγＲ分率が低くなりすぎて、室温強度が不足している。
　一方、鋼Ｎｏ．２４はＭｎ含有量が高すぎるため、フェライト粒内に存在するγＲが少なくなりすぎて、温間成形時の荷重低減効果が不足している。
　ちなみに、本発明鋼板（鋼Ｎｏ．２）と比較鋼板（鋼Ｎｏ．５）の、組織中におけるγＲの分布状態を図１に例示する。図１はＥＢＳＰ観察の結果であり、白い粒状物がγＲである。この図より、比較鋼板（鋼Ｎｏ．５）ではγＲはフェライト（α）粒内にはほとんど存在しないのに対し、本発明鋼板（鋼Ｎｏ．２）ではγＲがフェライト（α）粒内に多く存在しているのが明らかである。
　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、２０１２年２月２９日出願の日本特許出願（特願２０１２－０４４０６８）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。
　本発明は、自動車用骨格部品に供される薄鋼板等として好適である。

Claims (3)

  1. 　質量％で（以下、化学成分について同じ。）、
    　Ｃ　：０．０５～０．３％、
    　Ｓｉ：１～３％、
    　Ｍｎ：０．５～３％、
    　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：４０～８５％、
    　残留オーステナイト：５～２０％、
    　マルテンサイト＋上記残留オーステナイト：１０～５０％、
    　フェライト：５～４０％
    　を含む組織を有し、
    　上記残留オーステナイトは、
    　そのＣ濃度（ＣγＲ）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
    ことを特徴とする温間成形性に優れた高強度鋼板。
  2. 　成分組成が、さらに、
    　Ｃｒ　：０．０１～３％
    　Ｍｏ　：０．０１～１％、
    　Ｃｕ　：０．０１～２％、
    　Ｎｉ　：０．０１～２％、
    　Ｂ　　：０．００００１～０．０１％
    　Ｃａ　：０．０００５～０．０１％、
    　Ｍｇ　：０．０００５～０．０１％、
    　ＲＥＭ：０．０００１～０．０１％
    の少なくとも１種を含むものである請求項１記載の温間成形性に優れた高強度鋼板。
  3. 　請求項１または２に示す成分組成を有する鋼材を、下記（１）～（３）に示す各条件で、熱間圧延した後、冷間圧延し、その後、熱処理することを特徴とする温間成形性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
    （１）熱間圧延条件
    　仕上げ圧延終了温度：Ａｒ３点以上
    　巻取り温度：４５０～７００℃
    （２）冷間圧延条件
    　冷間圧延率：２０～８０％
    （３）熱処理条件
    　６００～Ａｃ１℃の温度域を、下記式１を満足する昇温パターンで昇温し、焼鈍加熱温度：（０．４×Ａｃ１＋０．６×Ａｃ３）～（０．０５×Ａｃ１＋０．９５×Ａｃ３）にて、焼鈍保持時間：１８００ｓ以下保持した後、この焼鈍加熱温度からオーステンパ温度：３５０～５００℃までを５℃／ｓ以上の平均冷却速度で急冷した後、このオーステンパ温度でオーステンパ保持時間：１０～１８００ｓ保持した後常温まで冷却する、または、このオーステンパ温度でオーステンパ保持時間：１０～１００ｓ保持したのち再加熱温度：４８０～６００℃まで再度昇温してこの再加熱温度で再加熱保持時間：１～１００ｓ保持した後常温まで冷却する。
    Figure JPOXMLDOC01-appb-M000001
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