(57)【要約】 【課題】高強度鋼板に９８０ＭＰａ級以上の強度を確保させつつ、その深絞り成形特性を最大限に発揮させうる高強度鋼板の温間成形方法を提供する。【解決手段】高強度鋼板として、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、残部が鉄および不純物からなる成分組成を有し、全組織に対する面積率で、ベイニティック・フェライト:50〜90%、残留オーステナイト:5〜20%、マルテンサイト+前記残留オーステナイト:10〜50%、フェライト:40%以下(0%を含む)を含む組織を有し、前記残留オーステナイトは、そのC濃度が0.5〜1.1質量%、その平均円相当直径が0.4〜2μm、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るとともに、プレス成形金型のパンチの少なくとも肩部の金型温度を250〜350℃、ダイの少なくとも肩部の金型温度を100〜200℃とする。【選択図】  なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
高強度鋼板をプレス成形金型により温間成形する方法であって、
前記高強度鋼板は、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＋前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、
前記残留オーステナイトは、そのＣ濃度（ＣγＲ）が０．５〜１．１質量％、その平均円相当直径が０．４〜２μｍ、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るとともに、
前記プレス成形金型のパンチの少なくとも肩部の金型温度を２５０〜３５０℃、ダイの少なくとも肩部の金型温度を１００〜２００℃とすることを特徴とする高強度鋼板の温間成形方法。
【請求項２】
前記高強度鋼板の成分組成が、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に記載の高強度鋼板の温間成形方法。
【請求項３】
前記高強度鋼板の成分組成が、さらに、
Ｔｉ：０．０１〜０．１％、
Ｖ  ：０．０１〜０．１％、
Ｚｒ：０．０１〜０．１％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に記載の高強度鋼板の温間成形方法。
【請求項４】
前記高強度鋼板の成分組成が、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１〜３のいずれか１項に記載の高強度鋼板の温間成形方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高強度鋼板の温間成形方法、より詳しくは、高強度ＴＲＩＰ鋼板をプレス成形金型により温間成形する方法に関する。なお、本発明方法に使用する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、単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、深絞り成形特性については、その評価はなされていないものの、不十分と想定される。
【０００９】
そこで、９８０ＭＰａ級以上の強度を確保しつつ、深絞り成形特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を提供すべく、本出願人は、上記従来技術と同様の、転位密度の高い下部組織（マトリックス）を有するベイニティック・フェライトと残留オーステナイト（γR）を含有するＴＲＩＰ鋼板に着目し、強度を確保しつつ、深絞り成形特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、該知見に基づき完成した発明（以下、「先行発明」と総称し、該先行発明に係る高強度鋼板を「先行発明鋼板」と呼ぶ。）につき、既に特許出願を行った（特願２０１０−２５８１５１号）。
【００１０】
上記先行発明鋼板は、質量％で、
Ｃ  ：０．０５〜０．３％、
Ｓｉ：１〜３％、
Ｍｎ：０．２〜３％、
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、
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る高強度鋼板である。
【００１１】
さらに、上記先行発明鋼板は、γRの安定度が適正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、伸びおよび深絞り成形特性を向上させることができることを見出し、該知見に基づき、上記先行発明鋼板を２００〜４００℃の間の適正な温度に均一加熱した後に加工する温間成形方法（以下、「先行発明方法」と呼ぶ。）を提案した。
【００１２】
ところが、その後の本発明者らのさらなる検討の結果、上記先行発明方法のように単に鋼板を均一加熱して温間成形するのではなく、プレス成形金型のパンチの少なくとも肩部の金型温度を２５０〜３５０℃、ダイの少なくとも肩部の金型温度を１００〜２００℃に制御して加工部位により温度条件を変えて温間成形することで、より深絞り成形特性を向上しうる可能性があることがわかった。
【００１３】
ここで、特許文献４には、残留オーステナイト変態誘起塑性を有する高強度鋼板（ＴＲＩＰ鋼板）をプレス成形するに際し、プレス成形金型のダイの少なくとも肩部の金型温度を１５０〜２００℃、パンチの少なくとも肩部の金型温度を−３０〜０℃の温度範囲に制御して加工部位により温度条件を変えてプレス成形する方法が提案されている。
【００１４】
しかしながら、この方法は、ダイの肩部を加熱する一方、パンチの肩部を０℃以下に冷却してプレス成形を行う必要があり、このように０℃以下に冷却することは工業的に容易でない。
【００１５】
これに対し、本発明方法は、ダイの肩部、パンチの肩部とも、異なる温度範囲ではあるものの、いずれも加熱してプレス成形するものであることから、工業的には容易であり、特許文献４に記載の方法と本発明方法とは、技術的思想を全く異にするものである。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１６】
【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
【特許文献４】特開２００７−１１１７６５号公報
【非特許文献】
【００１７】
【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】
【００１８】
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、高強度鋼板に９８０ＭＰａ級以上の室温強度を確保させつつ、その深絞り成形特性を最大限に発揮させうる高強度鋼板の温間成形方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１９】
請求項１に記載の発明は、
高強度鋼板をプレス成形金型により温間成形する方法であって、
前記高強度鋼板は、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＋前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、
前記残留オーステナイトは、そのＣ濃度（ＣγＲ）が０．５〜１．１質量％、その平均円相当直径が０．４〜２μｍ、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るとともに、
前記プレス成形金型のパンチの少なくとも肩部の金型温度を２５０〜３５０℃、ダイの少なくとも肩部の金型温度を１００〜２００℃と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。
【００２０】
請求項２に記載の発明は、
前記高強度鋼板の成分組成が、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に記載の高強度鋼板の温間成形方法である。
【００２１】
請求項３に記載の発明は、
前記高強度鋼板の成分組成が、さらに、
Ｔｉ：０．０１〜０．１％、
Ｖ  ：０．０１〜０．１％、
Ｚｒ：０．０１〜０．１％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に記載の高強度鋼板の温間成形方法である。
【００２２】
請求項４に記載の発明は、
前記高強度鋼板の成分組成が、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１〜３のいずれか１項に記載の高強度鋼板の温間成形方法である。
【発明の効果】
【００２３】
本発明によれば、高強度鋼板として、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０．５〜１．１質量％、その平均円相当直径が０．４〜２μｍ、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を用い、この高強度鋼板をプレス成形金型により温間成形するに際し、前記プレス成形金型のパンチの少なくとも肩部の温度を２５０〜３５０℃、ダイの少なくとも肩部の温度を１００〜２００℃とすることで、高強度鋼板に９８０ＭＰａ級以上の室温強度を確保させつつ、深絞り成形特性を最大限に発揮させうる高強度鋼板の温間成形方法を提供できるようになった。
【図面の簡単な説明】
【００２４】
【図１】ＴＲＩＰ鋼板における、引張温度（成形温度）と引張強度ＴＳとの関係を示すグラフ図である。
【図２】ＴＲＩＰ鋼板における、引張温度（成形温度）と全伸びＥＬとの関係を示すグラフ図である。
【発明を実施するための形態】
【００２５】
上述したように、本出願人は、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。
【００２６】
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０．５〜１．１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０．４〜２μｍ、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方法に使用する高強度鋼板（以下、「本発明方法使用鋼板」ともいう。）を特定するに至った。
【００２７】
以下、まず本発明方法使用鋼板を特徴づける組織について説明する。
【００２８】
〔本発明方法使用鋼板の組織〕
上述したとおり、本発明方法使用鋼板は、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０．５〜１．１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０．４〜２μｍ、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。
【００２９】
＜ベイニティック・フェライト：５０〜９０％＞
本発明方法使用鋼板における「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。
【００３０】
このように本発明方法使用鋼板の組織は、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。
【００３１】
本発明方法使用鋼板では、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。
【００３２】
＜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。
【００３３】
＜マルテンサイト＋前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。
【００３４】
＜フェライト：４０％以下（０％を含む）＞
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。
【００３５】
＜残留オーステナイト（γＲ）のＣ濃度（ＣγＲ）：０．５〜１．１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０．５〜１．１質量％とする必要がある。好ましくは０．６〜１．０質量％である。
【００３６】
なお、上記先行発明鋼板（特願２０１０−２５８１５１号）では、ＣγＲの上限は１．２質量％としていたが、加工の際により確実に加工誘起マルテンサイト変態を起こさせることを考慮して、該上限の見直しを行い、本発明方法使用鋼板では１．１質量％とした。
【００３７】
＜残留オーステナイト（γＲ）の平均円相当直径：０．４〜２μｍ、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℃近辺の温度にて加工を受ける部位（パンチの肩部に接触する鋼板部分）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、同部位の伸びと深絞り性をともに高めることができる。
【００３８】
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０．４μｍ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。
【００３９】
なお、上記先行発明鋼板（特願２０１０−２５８１５１号）では、γＲの平均円相当直径の下限は０．２μｍとしていたが、上記γＲの粗大化による効果をより確実に発揮させることを考慮して、該下限の見直しを行い、本発明方法使用鋼板では０．４μｍとした。
【００４０】
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。
【００４１】
＜その他：ベイナイト（０％を含む）＞
本発明方法使用鋼板は、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。この組織は本発明方法使用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。
【００４２】
〔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。
【００４３】
鋼板中組織の面積率は、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）により組織の面積率を測定した。
【００４４】
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、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。
【００４５】
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。
【００４６】
次に、本発明方法使用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。
【００４７】
〔本発明方法使用鋼板の成分組成〕
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。
【００４８】
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。
【００４９】
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。
【００５０】
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。
【００５１】
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。
【００５２】
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。
【００５３】
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。
【００５４】
本発明方法使用鋼板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。
【００５５】
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。
【００５６】
Ｔｉ：０．０１〜０．１％、
Ｖ  ：０．０１〜０．１％、
Ｚｒ：０．０１〜０．１％の１種または２種以上
これらの元素は、析出強化および組織微細化効果があり、高強度化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、いずれの元素も０．０１％以上、より好ましくは０．０２％以上を、それぞれ添加することが推奨される。ただし、いずれの元素もそれぞれ０．１％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、いずれの元素とも０．０８％以下である。
【００５７】
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。
【００５８】
次に、本発明方法を特徴付ける温間成形方法について説明する。
【００５９】
〔温間成形方法〕
上記本発明方法使用鋼板は、常温下にて強度および伸びに優れるものであるが、部品へのプレス成形、中でも特に加工度の大きい深絞り成形に当たり、適正な温度条件下で温間成形を行うことで、より優れた深絞り成形特性が発揮される。
【００６０】
具体的な温度条件としては、プレス成形金型のパンチの少なくとも肩部の金型温度を２５０〜３５０℃、ダイの少なくとも肩部の金型温度を１００〜２００℃とする。以下、このような温度条件を定めた理由を説明する。
【００６１】
ＴＲＩＰ鋼板の深絞り成形に際して、深絞り成形特性をより向上させるためには、縮みフランジ部およびダイの肩部に接触する部位の強度をできるだけ小さくして成形荷重を低減すると同時に、縦壁部およびパンチの肩部に接触する部位の変形抵抗をできるだけ大きくして成形加重による破断を防止することが重要となる。
【００６２】
一方、本発明者らは、既出願の特願２０１０−４６７２１号において、本発明方法使用鋼板とは別のＴＲＩＰ鋼板を用い、成形温度による機械的特性に及ぼす影響を調査するため、成形温度（引張温度）を室温（２０℃）から３５０℃まで種々変化させ、引張試験により、引張強度（ＴＳ）および全伸び（ＥＬ）をそれぞれ測定し、引張温度とＴＳおよびＥＬとの関係を明らかにした。これらの関係を図１および図２（特願２０１０−４６７２１号の図１および図２にそれぞれ相当）に示す。なお、これらの図中における「参考発明鋼板」は、特願２０１０−４６７２１号の図１および図２中では「発明鋼板」と表示していたものであるが、「本発明方法使用鋼板」との混同を避けるため、その表示を「参考発明鋼板」に変更したものである。
【００６３】
そこで、本発明者らは、ＴＲＩＰ鋼板の深絞り成形特性をより向上させるためには、図１より、ダイの少なくとも肩部（ダイの平坦部および肩部）の金型温度をＴＳが最も低くなる１００〜２００℃の範囲とする一方、図１および図２より、パンチの少なくとも肩部（パンチの縦壁部および肩部）の金型温度をＴＳとＥＬがともに最も高くなる２５０〜３５０℃の範囲とすればよいと考えた。
【００６４】
そして、本発明方法使用鋼板においても、図１および図２のような傾向を示すと想定されることから、上記温度条件に決定した。
【００６５】
このような温度条件で温間成形することで、縮みフランジ部およびダイの肩部に接触する部位の変形抵抗（ＴＳ）をできるだけ小さくすることにより成形荷重を低減できると同時に、縦壁部およびパンチの肩部に接触する部位の変形抵抗（ＴＳ）および全伸び（ＥＬ）をできるだけ大きくすることにより成形加重による破断を防止しつつ成形深さを大きくでき、深絞り成形特性がより改善される。
【００６６】
なお、上記特許文献４に記載のプレス成形方法では、ダイの少なくとも肩部（ダイの平坦部および肩部）の金型温度は１５０〜２００℃であり、本発明方法と同様にＴＳが最大になる温度範囲を選択しているが、パンチの少なくとも肩部（パンチの縦壁部および肩部）の金型温度は−３０〜０℃であり、図１および図２より判断すると、ＴＳは本発明方法の２５０〜３００℃と同程度に高くなるもののＥＬは上昇しないと想定され、本発明方法ほどの深絞り成形特性が得られないものと考えられる。
【００６７】
次に、上記本発明方法使用鋼板を得るための好ましい製造方法を以下に説明する。
【００６８】
〔本発明方法使用鋼板の好ましい製造方法〕
本発明方法使用鋼板は、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。
【００６９】
［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。
【００７０】
［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。
【００７１】
［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。
【００７２】
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）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。
【００７３】
（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０．４Ａｃ１＋０．６Ａｃ３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、３８０〜５００℃（好ましくは３９０〜４６０℃、さらに好ましくは４００〜４２０℃）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。
【００７４】
なお、上記先行発明鋼板（特願２０１０−２５８１５１号）では、オーステンパ温度の下限は３５０℃としていたが、γRのサイズをより確実に大きくすることを考慮して、該下限の見直しを行い、本発明方法では３８０℃とした。
【００７５】
（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０．４Ａｃ１＋０．６Ａｃ３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、３８０〜５００℃（好ましくは３９０〜４６０℃、さらに好ましくは４００〜４２０℃）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。
【００７６】
（３）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０．４Ａｃ１＋０．６Ａｃ３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、３８０〜５００℃（好ましくは３９０〜４６０℃、さらに好ましくは４００〜４２０℃）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。
【００７７】
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】
【００７８】
まず、成分組成および製造条件を種々変化させて供試鋼板を作製した。すなわち、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。
【００７９】
なお、表１中のＡｃ１およびＡｃ３は下記式１および式２を用いて求めた（幸田成康監訳，「レスリー鉄鋼材料学」，丸善株式会社，１９８５年，ｐ．２７３参照）。
【００８０】
式１：Ａｃ１（℃）＝７２３＋２９．１［Ｓｉ］−１０．７［Ｍｎ］＋１６．９［Ｃｒ］−１６．９［Ｎｉ］
式２：Ａｃ３（℃）＝９１０−２０３√［Ｃ］＋４４．７［Ｓｉ］−３０［Ｍｎ］＋７００［Ｐ］＋４００［Ａｌ］＋４００［Ｔｉ］＋１０４［Ｖ］−１１［Ｃｒ］＋３１．５［Ｍｏ］−２０［Ｃｕ］−１５．２［Ｎｉ］
ただし、［  ］は、各元素の含有量（質量％）を示す。
【００８１】
このようにして得られた供試鋼板について、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。
【００８２】
また、上記供試鋼板の室温における機械的特性を評価するため、引張試験によりＪＩＳ５号試験片を用いて、引張強度（ＴＳ）、および、伸び［全伸び（ＥＬ）］を測定した。なお、引張試験のひずみ速度は１ｍｍ／ｓとした。
【００８３】
つぎに、上記供試鋼板の温間成形時の温度条件の相違による深絞り成形特性への影響を評価するため、ダイ径：５３．４ｍｍ、パンチ径：５０．０ｍｍ、肩Ｒ：８ｍｍの円筒金型を用い、ダイとパンチのそれぞれにヒータを内蔵するとともに熱電対を取り付け、ダイとパンチの各肩部近傍の金型温度を独立して温度制御することにより種々の温度条件下にて、しわ抑え圧９．８ｋＮにて径８０〜１４０ｍｍ試験片を深絞り成形して、深絞り成形特性［限界絞り比（ＬＤＲ）］および絞り比２．１のときのパンチ最高荷重を測定した。
【００８４】
これらの結果を表３〜５に示す。なお、表３は供試鋼板の成分組成の影響を、表４は鋼板の製造条件の影響を、表５は深絞り成形時の温度条件の影響を、それぞれ調査したものである。
【００８５】
【表１】
2012240095.tif 000002
【００８６】
【表２】
2012240095.tif 000003
【００８７】
【表３】
2012240095.tif 000004
【００８８】
【表４】
2012240095.tif 000005
【００８９】
【表５】
2012240095.tif 000006
【００９０】
これらの表に示すように、試験Ｎｏ．１００、１０２〜１０４、１０６〜１１３、１２２、１２３、１２９〜１３２はいずれも、本発明方法使用鋼板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、本発明方法使用鋼板の組織規定の要件を充足し、さらに本発明方法で規定する温間成形条件をも充足する本発明例であり、室温ＴＳ、深絞り成形時のパンチ最高荷重およびＬＤＲのいずれも判定基準を満たしており、高強度鋼板に９８０ＭＰａ級以上の室温強度を保持させつつ、深絞り成形特性を最大限に発揮させうる高強度鋼板の温間成形方法が得られた。
【００９１】
これに対し、試験Ｎｏ．１０１、１０５、１１４〜１２１、１２４〜１２８、１３３〜１３６は、本発明方法使用鋼板に対して規定された成分組成および組織の要件、ならびに、本発明方法で規定する温間成形条件のうち少なくともいずれかを満足しない比較例であり、室温ＴＳ、深絞り成形時のパンチ最高荷重およびＬＤＲの少なくともいずれかが判定基準を満たしていない。
【００９２】
例えば、試験Ｎｏ．１０１、１０５、１１４では、供試鋼板の成分組成のうちＣ、Ｍｎ、Ｓｉがそれぞれ少なすぎて、γRの面積率が不足し、深絞り成形時のパンチ最高荷重およびＬＤＲの少なくともいずれかが判定基準を満たしていない。
【００９３】
また、試験Ｎｏ．１１６〜１２０、１２５では、供試鋼板の成分組成は本発明方法使用鋼板に対して規定された成分組成を充足するものの、その製造条件が推奨範囲を外れており、その結果得られた組織が規定範囲を外れ、室温ＴＳ、深絞り成形時のパンチ最高荷重およびＬＤＲの少なくともいずれかが判定基準を満たしていない。
【００９４】
また、試験Ｎｏ．１２６〜１２８、１３３〜１３６では、供試鋼板は本発明方法使用鋼板に対して規定された成分組成および組織の要件を充足するものの、深絞り成形時の温度条件が規定範囲を外れており、その結果深絞り成形時のパンチ最高荷重およびＬＤＲの少なくともいずれかが判定基準を満たしていない。
【図１】
2012240095.tif 000007
【図２】
2012240095.tif 000008