(57)【特許請求の範囲】
【請求項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：５０〜９０％、
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：４０％以下（０％を含む）
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０．５〜１．２質量％、その平均円相当直径が０．２〜２μｍ、その平均アスペクト比（最大径／最小径）が３．０未満を満足するものであり、
引張強度が９８０ＭＰａ以上である
ことを特徴とする室温および２００〜４００℃の温間での成形性に優れた高強度鋼板。
【請求項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％の１種または２種以上
を含むものである請求項１に記載の室温および２００〜４００℃の温間での成形性に優れた高強度鋼板。
【請求項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に記載の室温および２００〜４００℃の温間での成形性に優れた高強度鋼板。
【請求項４】
請求項１〜３のいずれか１項に記載の高強度鋼板を、２００〜４００℃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。
【請求項５】
請求項４に記載の方法で加工された自動車部品であって、加工時に加えられた真ひずみが０．０５以上の領域と０．０５未満の領域とが混在し、上記真ひずみが最大の部位と最小の部位との間での降伏応力の差異が２００ＭＰａ以下であることを特徴とする自動車部品。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、成形性に優れた高強度鋼板およびそれを用いた温間加工方法、ならびに温間加工された自動車部品に関する。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。
【背景技術】
【０００２】
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）。
【０００３】
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。
【０００４】
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。
【０００５】
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。
【０００６】
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。
【０００７】
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、一層の伸び改善のため、１００〜４００℃で温間加工することでＴＲＩＰ効果をさらに有効に発現させて伸びを高める技術が提案されている（非特許文献２、特許文献３参照）。
【０００８】
上記特許文献３の表２に示すように、ベイニティック・フェライト主体の組織に炭素濃度１質量％以上のγRを存在させることで、２００℃付近での伸びを１２００ＭＰａ級で２３％まで改善できている。しかしながら、これらの鋼板は、炭素濃度を１質量％以上としてγRを安定化させすぎているため、２００℃付近のようにγRの安定性がさらに高まる条件下では、ＴＲＩＰ効果の発現が不十分になると考えられる。さらに、同表に示すように、これらの鋼板には、アスペクト比が大きな細長いγRが多く含まれているため、深絞り成形性については、その評価はなされていないものの、不十分と想定される。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００９】
【特許文献１】特開２００３−１９３１９号公報
【特許文献２】ＷＯ９５／２９２６８号パンフレット
【特許文献３】特開２００４−１９００５０号公報
【非特許文献】
【００１０】
【非特許文献１】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
【非特許文献２】杉本公一，宋星武，坂口淳也，長坂明彦，鹿島高弘，「超高強度低合金ＴＲＩＰ型ベイニティックフェライト鋼板の温間成形性」，鉄と鋼，２００５年，第９１巻、第２号，ｐ．３４−４０
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１１】
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、伸びと深絞り性を兼備する高強度鋼板およびそれを用いた温間加工方法、ならびにその方法で温間加工された自動車部品を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
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：５０〜９０％、
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：４０％以下（０％を含む）
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０．５〜１．２質量％、その平均円相当直径が０．２〜２μｍ、その平均アスペクト比（最大径／最小径）が３．０未満を満足するものであり、
引張強度が９８０ＭＰａ以上である
ことを特徴とする室温および２００〜４００℃の温間での成形性に優れた高強度鋼板である。
【００１３】
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％の１種または２種以上
を含むものである請求項１に記載の室温および２００〜４００℃の温間での成形性に優れた高強度鋼板である。
【００１４】
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に記載の室温および２００〜４００℃の温間での成形性に優れた高強度鋼板である。
【００１５】
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、２００〜４００℃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。
【００１６】
請求項５に記載の発明は、
請求項４に記載の方法で加工された自動車部品であって、加工時に加えられた真ひずみが０．０５以上の領域と０．０５未満の領域とが混在し、上記真ひずみが最大の部位と最小の部位との間での降伏応力の差異が２００ＭＰａ以下であることを特徴とする自動車部品である。
【発明の効果】
【００１７】
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：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：４０％以下（０％を含む）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０．５〜１．２質量％、その平均円相当直径が０．２〜２μｍ、その平均アスペクト比（最大径／最小径）が３．０未満を満足するものとすることで、９８０ＭＰａ級以上の強度を確保しつつ、伸びと深絞り性を兼備する高強度鋼板、およびそれを用いた温間加工方法、ならびにその方法で温間加工された自動車部品を提供できるようになった。
【図面の簡単な説明】
【００１８】
【図１】本発明鋼板および比較鋼板の断面組織写真である。
【発明を実施するための形態】
【００１９】
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、伸びと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、（１）組織中にマルテンサイトを一部導入することで、強度を確保したうえで、（２）炭素濃度０．５〜１．２質量％のγRを面積率で５％以上含有させることで、ＴＲＩＰ効果により伸びを高め、（３）さらに、γRの形態を平均円相当直径で０．２〜２μｍ、アスペクト比で３．０未満とすることで、加工誘起マルテンサイト変態時にγRの周囲に与える歪量を大きくすることにより、縮フランジ成形のような圧縮が加わる際の加工誘起マルテンサイトへの変態の進行を抑制する効果を大きくすることによって、縦壁部の延性確保と、フランジ部からの材料の流入を促進することにより、深絞り性を高めることができることを見出し、該知見に基づいて本発明を完成するに至った。
【００２０】
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。
【００２１】
〔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、マルテンサイトを所定量含有するとともに、炭素濃度０．５〜１．２質量％のγRを面積率で５％以上含有し、さらに、γRの形態が平均円相当直径で０．２〜２μｍ、アスペクト比で３．０未満に制御されている点で、上記従来技術と相違している。
【００２２】
＜ベイニティック・フェライト：５０〜９０％＞
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）。
【００２３】
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。
【００２４】
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５０〜９０％（好ましくは６０〜９０％、より好ましくは７０〜９０％）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。
【００２５】
＜残留オーステナイト（γＲ）を全組織に対して面積率で５〜２０％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５％以上（好ましくは１０％以上、より好ましくは１５％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。
【００２６】
＜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。
【００２７】
＜フェライト：４０％以下（０％を含む）＞
フェライトは軟質相であり、延性を高めるのには有効であるため、強度が保証できる面積率４０％以下の範囲で導入してもよい。好ましくは３０％以下である。
【００２８】
＜残留オーステナイト（γＲ）のＣ濃度（ＣγＲ）：０．５〜１．２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０．５〜１．２質量％とする必要がある。好ましくは０．６〜１．１質量％である。
【００２９】
＜残留オーステナイト（γＲ）の平均円相当直径：０．２〜２μｍ、平均アスペクト比（最大径／最小径）：３．０未満＞
γＲを粗大化し、かつ、その形状を等軸状に近づけることで、縮フランジ変形時におけるマルテンサイト変態の抑制効果を大きくし、深絞り性を高めるためである。また、γＲを粗大かつ等軸状にして、室温ではやや不安定なγＲとしておくことで、３００℃近辺での温間成形時に適正な安定性が得られるγＲの比率を大きくしておくことで、温間成形時における伸びと深絞り性をともに高めることができる。
【００３０】
上記γＲの粗大化による効果を有効に発揮させるためには、γＲの平均円相当直径は０．２μｍ以上とする必要があるが、粗大化しすぎるとγＲの粒子数が少なくなりすぎで、上記縮フランジ変形時におけるマルテンサイト変態の抑制効果
が得られなくなるので、上限を２μｍとする。
【００３１】
また、上記γＲを等軸状にすることによる効果を有効に発揮させるためには、γＲの平均アスペクト比（最大径／最小径）を３．０未満にする必要がある。
【００３２】
＜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。
【００３３】
〔各相の面積率、γＲのＣ濃度（ＣγＲ）、ならびに、γＲの平均円相当直径およびアスペクト比の各測定方法〕
ここで、各相の面積率、γＲのＣ濃度（ＣγＲ）、ならびに、γＲの平均円相当直径およびアスペクト比の各測定方法について説明する。
【００３４】
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。
【００３５】
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。さらにパーライト等のその他組織の面積率を光学顕微鏡観察（倍率１０００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。
【００３６】
γＲの平均円相当直径は、ＥＢＳＰ（Electron Back Scatter diffraction Pattern）により３０μｍ×３０μｍ以上の領域を０．２μｍステップでγ相の分布状況を測定し、γ相同士が連結した部分を１つのγ粒として測定した面積を円相当直径に換算し、各ガンマ粒の円相当直径を算術平均することにより求めた。また、γＲの平均アスペクト比は、上記各γ粒について、最大フェレ径、最小フェレ径を測定し、その比（最大径／最小径）をアスペクト比と定義し、各γ粒のアスペクト比を算術平均して求めた。
【００３７】
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。
【００３８】
〔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。
【００３９】
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。
【００４０】
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。
【００４１】
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。
【００４２】
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。
【００４３】
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。
【００４４】
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。
【００４５】
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。
【００４６】
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％、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。
【００４７】
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。
【００４８】
〔温間加工方法〕
上記本発明鋼板は、常温下にても伸びおよび深絞り性に優れているので、部品への成形に当たり冷間加工してもよいが、２００〜４００℃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。
【００４９】
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。
【００５０】
〔自動車部品〕
上記温間加工方法で加工された自動車部品は、伸びおよび深絞り性に優れるものであるが、特に、上記温間加工時に加えられた真ひずみが０．０５以上の領域と０．０５未満の領域とが混在し、上記真ひずみが最大の部位と最小の部位との間での降伏応力の差異が２００ＭＰａ以下であるものが推奨される。
【００５１】
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。
【００５２】
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。
【００５３】
そのため、γRを含む鋼板を２００〜４００℃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。
【００５４】
具体的には、上記プレス成形（温間加工）時に加えられた真ひずみが０．０５以上の領域と０．０５未満の領域とが混在するような低ひずみ域を有する部品であっても、上記真ひずみが最大の部位と最小の部位との間での降伏応力の差異が２００ＭＰａ以下である部品は、部品中の強度分布が小さく部品強度が高くなるため、自動車部品としてより好適なものとなる。
【００５５】
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。
【００５６】
〔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が、γRのサイズを大きくするためには、初期組織を粗大にしておく必要がある。
【００５７】
［熱間圧延条件］
そのため、熱間圧延の仕上げ温度（圧延終了温度、ＦＤＴ）を９００〜１０００℃、巻取り温度を６００〜７００℃と従来より高めの温度とすることで、熱延材の組織を従来より粗大にしておくことにより、その後の熱処理プロセスで形成される組織が粗大になり、結果的にγRのサイズも大きくなる。
【００５８】
［冷間圧延条件］
また、冷間圧延の際の冷延率を１０〜３０％（より好ましくは１０〜２０％）と小さくすることで、その後の焼鈍工程での加熱時における再結晶組織を粗くし、さらに冷却時における逆変態組織が粗くなるようにする。
【００５９】
［熱処理条件］
熱処理条件については、オーステナイト化するため（γ＋α）２相域またはγ単相域のいずれかの温度域で均熱し、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。
【００６０】
そこで、具体的な熱処理条件として、（１）冷延鋼板を連続焼鈍ラインで製造する場合、（２）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、および、（３）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、のそれぞれに分けて説明する。
【００６１】
（１）冷延鋼板を連続焼鈍ラインで製造する場合
上記冷間圧延後の冷延材を、オーステナイト化するため、（γ＋α）２相域またはγ単相域である、０．６Ａｃ１＋０．４Ａｃ３以上（好ましくは０．５Ａｃ１＋０．５Ａｃ３以上）９５０℃以下（９３０℃以下）の温度域で１８００ｓ以下（好ましくは９００ｓ以下）の時間保持した後、３℃／ｓ以上（好ましくは５℃／ｓ以上、より好ましくは１０℃／ｓ以上、特に好ましくは２０℃／ｓ以上）の平均冷却速度で、３５０〜５００℃（好ましくは３６０〜４６０℃、さらに好ましくは３８０〜４２０℃）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１００〜１８００ｓ（好ましくは２００〜８００ｓ）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。
【００６２】
（２）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
上記冷間圧延後の冷延材を、オーステナイト化するため、（γ＋α）２相域またはγ単相域である、０．６Ａｃ１＋０．４Ａｃ３以上（好ましくは０．５Ａｃ１＋０．５Ａｃ３以上）９５０℃以下（９３０℃以下）の温度域で１８００ｓ以下（好ましくは９００ｓ以下）の時間保持した後、３℃／ｓ以上（好ましくは５℃／ｓ以上、より好ましくは１０℃／ｓ以上、特に好ましくは２０℃／ｓ以上）の平均冷却速度で、３５０〜５００℃（好ましくは３６０〜４６０℃、さらに好ましくは３８０〜４２０℃）の温度域まで急冷して過冷し（ここまで上記（１）の場合と同じ熱処理条件である。）、この急冷停止温度（過冷温度）で１０〜１００ｓ（好ましくは２０〜６０ｓ）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。
【００６３】
（３）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
上記冷間圧延後の冷延材を、オーステナイト化するため、（γ＋α）２相域またはγ単相域である、０．６Ａｃ１＋０．４Ａｃ３以上（好ましくは０．５Ａｃ１＋０．５Ａｃ３以上）９５０℃以下（９３０℃以下）の温度域で１８００ｓ以下（好ましくは９００ｓ以下）の時間保持した後、３℃／ｓ以上（好ましくは５℃／ｓ以上、より好ましくは１０℃／ｓ以上、特に好ましくは２０℃／ｓ以上）の平均冷却速度で、３５０〜５００℃（好ましくは３６０〜４６０℃、さらに好ましくは３８０〜４２０℃）の温度域まで急冷して過冷し（ここまで上記（１）の場合と同じ熱処理条件である。）、この急冷停止温度（過冷温度）で１０〜１００ｓ（好ましくは２０〜６０ｓ）の時間保持してオーステンパ処理した後（ここまで上記（２）の場合と同じ熱処理条件である。）、４８０〜６００℃（好ましくは４８０〜５５０℃）の温度域で１〜１００ｓの時間再加熱して合金化処理した後、常温まで冷却する。
【００６４】
上記のように熱間圧延および冷間圧延の条件を調整することにより組織の粗大化を図る他にも、熱間圧延および冷間圧延の条件は従来と同様にしておきつつ、連続焼鈍等の熱処理の前に、その前処理として５００℃〜Ａ１点以下の温度域で１〜３０ｈの時間保持して組織を粗大化しておいてから、連続焼鈍等の熱処理を行うことでも同様の組織を得ることができる。
【実施例１】
【００６５】
〔高強度鋼板の機械的特性に及ぼす成分組成および製造条件の検討〕
本実施例では、成分組成および製造条件を変化させた場合における高強度鋼板の機械的特性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、当該スラブを表２に示す各製造条件にて熱間圧延し、冷間圧延した後、熱処理を施した。具体的には、上記スラブを１２００℃に加熱し、圧延終了温度（ＦＤＴ）Ｔ１℃で板厚ｔｍｍに熱間圧延した後、巻取り温度Ｔ２℃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ｒ％で冷間圧延して板厚１２ｍｍの冷延板とした。そして、この冷延材を、１０℃／ｓで均熱温度Ｔ３℃まで加熱し、その温度で９０ｓ保持した後、冷却速度Ｒ４℃／ｓで冷却し、過冷温度Ｔ５℃でｔ５秒保持した後、空冷するか、もしくは、過冷温度Ｔ５℃でｔ５秒保持した後、さらに保持温度Ｔ６℃でｔ６秒保持したのち、空冷した。
【００６６】
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）、ならびに、γＲの平均円相当直径およびアスペクト比を測定した。
【００６７】
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、室温および３００℃のそれぞれで、引張強度（ＴＳ）、伸び［全伸び（ＥＬ）］、および、深絞り性［限界絞り比（ＬＤＲ）］を測定した。
【００６８】
ＴＳおよびＥＬは、引張試験によりＪＩＳ５号試験片を用いて測定した。なお、引張試験のひずみ速度は１ｍｍ／ｓとした。また、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試験片を深絞り成形して測定した。
【００６９】
これらの結果を表３および表４に示す。
【００７０】
【表１】
0005662902.tif 000002
【００７１】
【表２】
0005662902.tif 000003
【００７２】
【表３】
0005662902.tif 000004
【００７３】
【表４】
0005662902.tif 000005
【００７４】
これらの表に示すように、鋼Ｎｏ．１〜３、９〜１４、１６〜１８、２６、２８〜３４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、推奨の製造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、室温特性、温間特性ともに判定基準を満たしており、成形性に優れた高強度鋼板が得られた。
【００７５】
これに対し、鋼Ｎｏ．４〜８、１５、１９〜２５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、室温特性、温間特性が判定基準を満たしていない。
【００７６】
ちなみに、本発明鋼板（鋼Ｎｏ．２８）と比較鋼板（鋼Ｎｏ．２４）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．２４）に比べ、本発明鋼板（鋼Ｎｏ．２８）の方が、γＲが粗大化かつ等軸状になっているのが明らかである。
【実施例２】
【００７７】
〔温間加工の適正温度範囲の検討〕
つぎに、本発明鋼板を温間加工する場合の適正温度範囲を調査するため、鋼Ｎｏ．２８を用いて、１５０〜４５０℃の間で加熱温度を順次変更して温間特性を測定した。その結果を表５に示す。なお、同表における温度３００℃の結果は、上記表４の鋼Ｎｏ．２８の温間特性を再掲したものである。
【００７８】
【表５】
0005662902.tif 000006
【００７９】
この表に示すように、２００℃未満または４００℃超えの温度では、温間特性の判定基準を満たさないのに対し、２００〜４００℃の間の温度では、温間特性の判定基準を満たしており、広い温度範囲で優れた温間成形性が発揮されることがわかった。
【実施例３】
【００８０】
〔部品内の強度ばらつきに対する加工温度の影響の検討〕
さらに、本発明鋼板を加工して得られた部品内のひずみ分布による強度のばらつきに対する加工温度の影響を調査するために、鋼Ｎｏ．２６を用いて、室温および３００℃のそれぞれで、真ひずみを全く付与しない無加工のまま（真ひずみ０％）で、または、真ひずみを５％付与する加工を施した後に、再度、室温で引っ張り試験を行って降伏応力（ＹＳ）を測定した。その結果を表６に示す。
【００８１】
【表６】
0005662902.tif 000007
【００８２】
同表に示すように、本発明鋼板を温間加工して得られた部品は、冷間加工して得られた部品に比べ、部品中の加工量の違いによる降伏応力のばらつきが小さくなり、部品強度が向上することが確認できた。
【図１】
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