成形性优异的高强度钢板、温加工方法和温加工的汽车零件

摘要

本发明的高强度钢板，具有如下成分组成：以质量％计，含有C：0.05～0.3％、Si：1～3％、Mn：0.5～3％、P：0.1％以下(含0％)、S：0.01％以下(含0％)、Al：0.001～0.1％、N：0.002～0.03％，余量由铁和杂质构成，并具有如下组织：以相对于全部组织的面积率计，含有在贝氏体铁素体：50～90％、残留奥氏体(γR)：5～20％、马氏体+上述γR：10～50％、多边铁素体：40％以下(含0％)，上述γR满足其C浓度(CγR)为0.5～1.2质量％，其平均当量圆直径为0.2～2μm，其平均长宽比(最大直径/最小直径)低于3.0。于是，本发明的高强度钢板，即确保980MPa级以上的强度，又兼备延伸和深拉深性。

说明书

技术领域

本发明涉及成形性优异的高强度钢板和使用了它的温加工方法，以及 经温加工的汽车零件。还有，作为本发明的高强度钢板，包括冷轧钢板、 熔融镀锌钢板和合金化熔融镀锌钢板。

背景技术

供汽车用骨骼零件用的薄钢板，为了实现碰撞安全性和油耗改善而要 求高强度化。为此，要求既使钢板强度高强度化达980MPa级以上，又要 确保挤压成形性。在980MPa级以上的高强度钢板中，为了使高强度化和 成形性确保并立，已知有效的是活用TRIP效果的钢(例如，参照专利文 献1)。

在上述专利文献1中公开有一种高强度钢板，其以贝氏体或贝氏体铁 素体为主相，含有残留奥氏体(γ_R)以面积率为3％以上。但是，此高强 度钢板，室温下的抗拉强度980MPa以上而延伸率达不到20％，要求机械的 特性(以下，也仅称为“特性”。)进一步改善。

另一方面，TRIP钢板，在由短轴拉伸的延伸率所代表的延展性以上， 可知深拉深性特别具有优越性(例如，参照非专利文献1、专利文献2)。 即，一般认为钢板的深拉深性由r值支配，但TRIP钢板的情况下，深拉 深的纵壁部由于TRIP效果显现而延展性得到改善，另一方面，受压凸缘 部TRIP现象反而受到抑制而难以硬化，可知材料的流入变得容易，深拉 深性改善。

但是，上述结论能虽然够适用于780MPa级以下的TRIP钢板，但是却 不能直接应用于980MPa级以上的TRIP钢板。

因此，在汽车零件中作为最重要的成形性的指标之一的深拉深性的改 善，成为使用980MPa级以上的超高强度钢板时的重要的一点。

另一方面，在冷态的成形中，TRIP钢板其成形性也存在限度，因此为 了进一步改善延伸率而提出有一种技术，其是以100～400℃进行温加工， 使TRIP效果更有效地显现，以提高延伸率。(非专利文献2，专利文献3 参照)。

如上述专利文献3的表2所示，使贝氏体铁素体主体的组织中存在碳 浓度1质量％以上的γ_R，在200℃附近的延伸率以1200MPa级计改善达到 23％。但是，这些钢板，因为使碳浓度为1质量％以上而使γ_R过于稳定化， 所以如200℃附近的这样γ_R的稳定性更高的条件下，认为TRIP效果的显 现不充分。此外，如同表所示，在这些钢板中，长宽比大的细长的γ_R大 量含有，因此关于深拉深成形性，虽然未对其进行评价，但可设想并不充 分。

先行技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2003-19319号公报

专利文献2：国际专利公开95/29268号

专利文献3：日本特开2004-190050号公报

非专利文献：

非专利文献1：高桥学，“汽车用高强度钢板的开发”，新日铁技报， 2003年，第378号，p.2-6

非专利文献2：杉本公一、宋星武、坂口淳也、长坂明彦、鹿島高弘、 “超高强度低合金TRIP型贝氏体铁素体钢板的温成形性”，铁与钢，2005 年，第91卷，第2号，p.34-40

发明内容

本发明着眼于上述情况而形成，其目的在于，提供一种既确保980MPa 级以上的强度，同时又兼备延伸率和深拉深性的高强度钢板和使用了它的 温加工方法，以及由该方法进行了温加工的汽车零件。

第一发明是一种成形性优异的高强度钢板，其特征在于，具有如下成 分组成：

以质量％计(以下，关于化学成分均同。)，含有

C：0.05～0.3％、

Si：1～3％、

Mn：0.2～3％、

P：0.1％以下(含0％)、

S：0.01％以下(含0％)、

Al：0.001～0.1％、

N：0.002～0.03％，余量由铁和杂质构成，

并具有如下组织：

以相对于全部组织的面积率计(以下，关于组织均同。)，含有

贝氏体铁素体：50～90％、

残留奥氏体：5～20％、

马氏体+上述残留奥氏体：10～50％、

多边铁素体：40％以下(含0％)，

上述残留奥氏体满足：其C浓度(Cγ_R)为0.5～1.2质量％，其平均 当量圆直径为0.2～2μm，其平均长宽比(最大直径/最小直径)低于3.0。

根据第一发明所述的成形性优异的高强度钢板，第二发明为，成分组 成还含有

Cr：0.01～3％

Mo：0.01～1％、

Cu：0.01～2％、

Ni：0.01～2％、

B：0.00001～0.01％的一种或两种以上。

根据第一或第二发明所述的成形性优异的高强度钢板，第三发明为，成 分组成还含有

Ca：0.0005～0.01％、

Mg：0.0005～0.01％、

REM：0.0001～0.01％的一种或两种以上。

第四发明是一种高强度钢板的温加工方法，其特征在于，

将第一～第三发明中任一项所述的高强度钢板加热至200～400℃后， 在3600秒以内进行加工。

第五发明，是由第四发明所述的方法加工的汽车零件，其特征在于， 在加工时施加的真应变为0.05以上的区域和低于0.05的区域混杂，在上 述真应变最大的部位和最小的部位之间的屈服应力的差异为200MPa以下。

根据本发明，具有以相对于全部组织的面积率计，含有贝氏体铁素体： 50～90％、残留奥氏体：5～20％、马氏体+上述残留奥氏体：10～50％、多 边铁素体：40％以下(含0％)的组织，上述残留奥氏体满足其C浓度(Cγ_R) 为0.5～1.2质量％，其平均当量圆直径为0.2～2μm，其平均长宽比(最 大直径/最小直径)低于3.0，从而能够提供既确保980MPa级以上的强度， 同时又兼备延伸率和深拉深性的高强度钢板，和使用了它的温加工方法， 以及由此方法进行了温加工的汽车零件。

附图说明

图1是本发明钢板(a)和比较钢板(b)的截面组织照片。

具体实施方式

如上述，本发明者们，着眼于与上述现有技术同样的，含有具有位错 密度高的下部组织(基体)的贝氏体铁素体和残留奥氏体(γ_R)的TRIP 钢板，为了一边确保强度，一边进一步提高延伸率和深拉深性，进一步反 复研究。

其结果发现，(1)在组织中部分导入马氏体，在确保强度之后，(2) 使碳浓度0.5～1.2质量％的γ_R以面积率计含有5％以上，借助TRIP效果 提高延伸率，(3)此外，使γ_R的形态为平均当量圆直径0.2～2μm，长 宽比低于3.0，增大在加工感应马氏体相变时对γ_R的周围施加的应变量， 由此，增大抑制在施加受压凸缘成形这样的压缩时向加工感应马氏体的相 变的进行的效果，从而促进纵壁部的延展性确保，和来自凸缘部的材料的 流入，由此能够提高深拉深性，基于该发现完成了本发明。

以下，首先对于赋予本发明钢板特征的组织进行说明。

(本发明钢板的组织〕

如上述，本发明钢板，以上述现有技术相同的TRIP钢的组织作为基 础，但特别是在如下几点上与上述现有技术不同，即，以规定量含有马氏 体，并且使碳浓度0.5～1.2质量％的γ_R以面积率计含有5％以上，此外， γ_R的形态受到控制，平均当量圆直径为0.2～2μm，长宽比低于3.0。

<贝氏体铁素体：50～90％>

本发明的所谓“贝氏体铁素体”，是具有贝氏体组织拥有位错密度高 的板条状组织的下部组织，在组织内没有碳化物的点上，与贝氏体组织明 显不同，另外，与没有位错密度或具有极少的下部组织的多边铁素体组织， 或拥有细小的亚晶粒等的下部组织的准多边铁素体组织也不同(参照日本 铁钢协会基础研究会发行“钢的贝氏体照片集-1”)。

如此本发明钢板的组织，均匀微细而富有延展性，并且，以位错密度 高、强度高的贝氏体铁素体为母相，从而能够提高强度和成形性的平衡。

在本发明钢板中，上述贝氏体铁素体组织的量，相对于全部组织，以 面积率计需要为50～90％(优选为60～90％，更优选为70～90％)。由此， 上述贝氏体铁素体组织带来的效果得到有效地发挥。还有，上述贝氏体铁 素体组织的量，由与γ_R的平衡决定，推荐以能够发挥期望的特性的方式， 适当加以控制。

<残留奥氏体(γ_R)相对于全部组织以面积率计含有5～20％>

γ_R对于总延伸率的提高有用，为了有效地发挥这样的作用，需要相 对于全部组织以面积率计存在5％以上(优选为10％以上，更优选为15％以 上)。另一方面，若大量存在，则延伸率凸缘性过于劣化，因此将上限定 为20％。

<马氏体+上述残留奥氏体(γ_R)：10～50％>

为了确保强度，向组织中导入一部分马氏体，但若马氏体的量过多， 则不能确保成形性，因此相对于全部组织，将马氏体+γ_R的合计面积率 限制在10％以上(优选为12％以上，更优选为16％以上)、50％以下。

<多边铁素体：40％以下(含0％)>

多边铁素体是软质相，对于提高延展性有效，因此也可以在能够保证 强度的面积率40％以下的范围内导入。优选为30％以下。

<残留奥氏体(γ_R)的C浓度(Cγ_R)：0.5～1.2质量％>

Cγ_R是加工时对于γ_R相变成马氏体的稳定度造成影响的指标。若Cγ_R过低，则γ_R不稳定，因此在应力赋予后，塑性变形之前发生加工感应马 氏体相变，因此得不到拉伸成形性。另一方面，若Cγ_R过高，则γ_R过于 稳定，即使施加加工也不会发生加工感应马氏体相变，因此仍旧得不到拉 伸成形性。为了得到充分的拉伸成形性，需要Cγ_R为0.5～1.2质量％。优 选为0.6～1.1质量％。

<残留奥氏体(γ_R)的平均当量圆直径：0.2～2μm，平均长宽比(最 大直径/最小直径)：低于3.0>

这是为了使γ_R粗大化，并且，使其形状接近等轴状，以增大受压凸 缘变形时的马氏体相变的抑制效果，提高深拉深性。另外，使γ_R成为粗 大且等轴状，预先成为在室温下略微不稳定的γ_R，预先增大在300℃附近 的温成形时能够得到适当的稳定性的γ_R的比率，从而能够一并提高温成 形时的延伸率和深拉深性。

为了有效地发挥上述γ_R的粗大化带来的效果，需要γ_R的平均当量圆 直径为0.2μm以上，但若过于粗大化，则γ_R的粒子数变得过少，得不到 上述受压凸缘变形时的马氏体相变的抑制效果，因此使上限为2μm。

另外，为了有效地发挥使上述γ_R成为等轴状带来的效果，需要使γ_R的平均长宽比(最大直径/最小直径)低于3.0。

<其他：贝氏体(含0％)>

本发本发明的钢板，可以只由上述组织(马氏体、贝氏体铁素体、多 边铁素体、γ_R的混合组织)构成，但在不损害本发明的作用的范围内， 作为其他的异种组织，也可以具有贝氏体。该组织在本发明钢板的制造过 程必然性地残存，但少则无妨，越少越好，推荐相对于全部组织，以面积 率计控制在5％以下，更优选为3％以下。

〔各相的面积率、γ_R的C浓度(Cγ_R)和γ_R的平均当量圆直径和长 宽比的各测量方法〕

在此，对于各相的面积率、γ_R的C浓度(Cγ_R)和γ_R的平均当量圆 直径和长宽比的各测量方法进行说明。

钢板中组织的面积率，是对于钢板进行Lepera(レぺラ一)腐蚀，通 过光学显微镜观察(倍率1000倍)，将例如白色的区域定义为“马氏体+ 残留奥氏体(γ_R)”，测量组织的面积率。

还有，γ_R的面积率和γ_R的C浓度(Cγ_R)，是磨削至钢板的1/4的厚 度后，进行化学研磨后，通过X射线衍射法进行测量(ISIJ Int.Vol.33， (1933)，No.7，p.776)。另外，多边铁素体的面积率，是对于钢板进行 硝酸乙醇腐蚀，通过光学显微镜观察(倍率400倍)，将当量圆直径5μm 以上的块状的白色区域鉴定为多边铁素体并求得面积率。再以光学显微镜 观察(倍率1000倍)鉴定珠光体等其他组织的面积率后，将“马氏体+ 残留奥氏体(γ_R)”和“多边铁素体”和“其他组织”以外的部分作为贝 氏体铁素体，计算面积率。

γ_R的平均当量圆直径通过如下方式求得，即利用EBSP(背散射电子 花样：Flectron Back Scatter Diffraction Pattern)，对于30μm×30μm 以上的区域以0.2μm梯级测量γ相的分布状沉，将γ相彼此连接的部 分作为1个γ晶粒而测量的面积换算成当量圆直径，再对于各γ晶粒的 当量圆直径进行算术平均。另外，γ_R的平均长宽比，是对于上述各γ晶 粒，测量最大费雷特直径，最小费雷特直径，将其比(最大直径/最小直 径)定义为长宽比，对于各γ晶粒的长宽比进行算术平均而求得。

接下来，对于构成本发明钢板的成分组成进行说明。以下，化学成分 的单位全部为质量％。

〔本发明钢板的成分组成〕

C：0.05～0.3％

C是用于确保高强度，同时得到期望的主要组织(贝氏体铁素体+马 氏体+γ_R)所必须的元素，为了有效地发挥这样的作用而需要添加0.05％ 以上(优选为0.10％以上，更优选为0.15％以上)。但是，超过0.3％时则不 适于焊接。

Si：1～3％

Si是有效抑制γ_R分解而生成碳化物的元素。特别是Si作为固溶强 化元素也有用。为了有效地发挥这样的作用，需要添加Si为1％以上。优 选为1.1％以上，更优选为1.2％以上。但是，若添加Si超过3％，则除了阻 碍贝氏体铁素体+马氏体组织的生成以外，还造成热变形阻抗高，容易发 生焊接部的脆化，此外对钢板的表面性状也造成不良影响，因此使其上限 为3％。优选为2.5％以下，更优选为2％以下。

Mn：0.5～3％

Mn除了作为固溶强化元素有效地发挥作用以外，还发挥着促进相变， 促进贝氏体铁素体+马氏体组织的生成的作用。此外使γ稳定化，是用 于得到期望的γ_R所需要的元素。为了有效地发挥这样的作用，需要添加 0.5％以上。优选为0.7％以上，更优选为1％以上。但是，若添加超过3％， 则可见铸片裂纹发生等不良影响。优选为2.5％以下，更优选为2％以下。

P：0.1％以下(含0％)

P作为杂质元素不可避免地存在，但也是用于确保期望的γ_R而可以 添加的元素。但是，若添加超过0.1％，则二次加工性劣化。更优选为0.03％ 以下。

S：0.01％以下(含0％)

S也作为杂质元素而不可避免地存在，形成MnS等的硫化物系夹杂物， 成为裂纹的起点，是使加工性劣化的元素。因此为0.01％以下。更优选为 0.005％以下。

Al：0.001～0.1％

Al作为脱氧剂添加，并且与上述Si协同，是有效地抑制γ_R分解而 生成碳化物的元素。为了有效地发挥这样的作用，需要添加Al达0.001％ 以上。但是，即使过剩地添加，效果也是饱和，经济上造成浪费，因此使 其上限为0.1％。

N：0.002～0.03％

N是不可避免存在的元素，但是与Al和Nb等碳氮化物形成元素结合 而形成析出物，有助于强度提高和组织的微细化。若N含量过少，则奥氏 体晶粒粗大化，其结果是，伸长的板条状组织变成主体，因此γ_R的长宽 比变大。另一方面，若N含量过多，则本发明的材料这样的低碳钢其铸造 变得困难，因此制造本身不能进行。

本发明的钢基本上含有上述成分，余量实质上是铁和不可避免的杂 质，但此外，在不损害本发明的作用的范围内，能够添加以下的容许成分。

Cr：0.01～3％

Mo：0.01～1％、

Cu：0.01～2％、

Ni：0.01～2％、

B：0.00001～0.01％的一种或两种以上

这些元素作为钢的强化元素有用，并且是对于γ_R的稳定化和确保规 定量有效的元素。为了有效地发挥这样的作用，推荐分别添加Cr：0.01％ 以上(更优选为0.05％以上)、Mo：0.01％以上(更优选为0.02％以上)、Cu： 0.01％以上(更优选为0.1％以上)、Ni：0.01％以上(更优选为0.1％以上)、 B：0.00001％以上(更优选为0.0002％以上)。但是，添加Cr超过3％、Mo 超过1％、Cu和Ni分别超过2％、B超过0.01％，则上述效果饱和，在经济 上造成浪费。更优选为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。

Ca：0.0005～0.01％、

Mg：0.0005～0.01％、

REM：0.0001～0.01％的一种或两种以上

这些元素控制钢中硫化物的形态，是对于提高加工性有效的元素。在 此，作为本发明所使用的REM(稀土类元素)，可列举Sc、γ、镧系元素等。 为了有效地发挥上述作用，推荐Ca和Mg分别添加0.0005％以上(更优选 为0.001％以上)，REM添加0.0001％以上(更优选为0.0002％以上)。但是， 添加Ca和Mg分别超过0.01％，REM超过0.01％，则上述效果也是饱和，在 经济上造成浪费。更优选为Ca和Mg为0.003％以下，REM为0.006％以下。

〔温加工方法〕

上述本发明钢板，即使在常温下，延伸率和深拉深性也优异，因此在 成形为零件时也可以冷加工，但特别推荐加热至200～400℃之间的适当的 温度后，在3600秒以内(更优选为1200秒以内)加工。

通过在γ_R的稳定度达到最佳的温度条件下，在γ_R发生分解前进行加 工，能够使延伸率和深拉深性最大化。

〔汽车零件〕

以上述温加工方法加工的汽车零件，延伸率和深拉深性优异，但特别 推荐在上述温加工时施加的真应变为0.05以上的区域和低于0.05的区域 混杂，上述真应变最大的部位与最小的部位之间的屈服应力的差异为 200MPa以下的。

含有γ_R的钢板一般为低屈强比，并且，低应变区域的加工硬化率高。 因此，在赋予的应变量小的区域中，应变赋予后的强度，特别屈服应力的 应变量依存性非常大。通过挤压加工成形零件时，根据部位而施加的应变 量不同，局部性地也存在几乎没有施加应变这样的区域。因此，在零件内， 施加加工的区域和未施加加工区域产生巨大的强度差，在零件内形成强度 分布。存在这样的强度分布时，强度低的区域屈服，发生变形和压曲，因 此作为零件强度，由强度最低的部分制约。

在含有γ_R的钢中屈服应力低的原因，被认为是由于在导入γ_R时，同 时形成的马氏体在相变时向周围的母相中导入可动位错。因此，如果在加 工量少的区域也防止该位错的移动，则能够提高屈服应力，提高零件强度。 为了抑制可动位错的移动，有效的是加热原材而消除可动位错，或利用固 溶碳等的应变时效使之静止，如此能够提高屈服应力。

因此，若将含有γ_R的钢板加热至200～400℃之间的适当温度进行挤 压成形(温加工)，则在应变小的部分，屈服强度也高，零件中的强度分 布变小，能够使零件强度提高。

具体来说，无论是具有在上述挤压成形(温加工)时施加的真应变为 0.05以上的区域和低于0.05的区域混杂这样的低应变域的零件，还是上 述真应变最大的部位和最小的部位之间的屈服应力的差异为200MPa以下 的零件，因为零件中的强度分布小，零件强度高，所以作为汽车零件更加 适合。

接着，以下说明用于得到上述本发明钢板的优选的制造方法。

〔本发明钢板的优选的制造方法〕

本发明钢板，是将满足上述成分组成的钢材进行热轧，接着进行冷轧 后，再进行热处理而制造，但为了增大γ_R的尺寸，需要预先使初期组织 粗大。

[热轧条件]

因此，通过使热轧的终轧温度(轧制结束温度，FDT)为900～1000℃， 卷取温度为600～700℃，均为比现有高的温度，预先使热轧材的组织比以 往粗大，由此经其后的热处理过程而形成的组织变得粗大，结果是γ_R的 尺寸也变大。

[冷轧条件]

另外，减小冷轧时的冷轧率，使之为10～30％(更优选为10～20％)， 使其后的退火工序中的加热时的再结晶组织粗大，此外使冷却时的逆相变 组织变得粗大。

[热处理条件]

关于热处理条件，为了奥氏体化，在(γ+α)二相域或γ单相域 任意一个温度域进行均热，以规定的冷却速度急冷而过冷后，在该过冷温 度下保持规定时间而进行奥氏体回火处理，从而能够得到期望的组织。还 有，在不会使期望的组织显著分解，不损害本发明的作用的范围，也可以 进行镀覆，再进行合金化处理。

因此，作为具体的热处理条件，分别分成以现两点进行说明：(1)以 连接退火线制造冷轧钢板的情况，和(2)以熔融镀锌线制造合金化熔融 镀锌钢板(GA钢板)的情况。

(1)以连接退火线制造冷轧钢板的情况

为了使上述冷轧后的冷轧材奥氏体化，在(γ+α)二相域或γ单 相域，即0.6Ac1+0.4Ac3以上(优选为0.5Ac1+0.5Ac3以上)、950℃以 下(优选为930℃以下)的温度域，保持1800秒以下(优选为900秒以下) 的时间后，以7℃/秒以上(优选为10℃/秒以上，更优选为15℃/秒以上， 特别优选为20℃/秒以上)的平均冷却速度，急冷至350～500℃(优选为 360～460℃，更优选为380～420℃)的温度域而过冷，在该急冷停止温度 (过冷温度)下保持100～1800秒(优选为200～800秒)的时间而进行 奥氏体回火处理后，冷却至常温。

(2)以熔融镀锌线制造合金化熔融镀锌钢板(GA钢板)的情况

为了使上述冷轧后的冷轧材奥氏体化，在(γ+α)二相域或γ单 相域，即0.6Ac1+0.4Ac3以上(优选为0.5Ac1+0.5Ac3以上)、950℃以 下(优选为930℃以下)的温度域，保持1800秒以下(优选为900秒以下) 的时间后，以7℃/秒以上(优选为10℃/秒以上，更优选为15℃/秒以上， 特别优选为20℃/秒以上)的平均冷却速度，急冷至350～500℃(优选为 360～460℃，更优选为380～420℃)的温度域而过冷，以急冷停止温度(过 冷温度)保持100～1800秒(优选为200～800秒)的时间而进行奥氏体 回火处理后(至此为止均是与上述(1)的情况相同的热处理条件。)，在 480～600℃(优选为480～550℃)的温度域再加热1～100秒的时间进行 合金化处理后，冷却至常温。

除了如上述这样通过调整热轧和冷轧的条件，以实现组织的粗大化以 外，一边使热轧和冷轧的条件与以往一样，一边在连续退火等的热处理之 前，作为其前处理而在500℃～A1点以下的温度域保持1～30h的时间， 预先使组织粗大化以后，再进行连续退火等的热处理，也能够得到同样的 组织。

【实施例】

(实施例1)

〔成分组成和制造条件对高强度钢板的机械的特性影响的研究〕

在本实施例中，对于使成分组成和制造条件变化时对高强度钢板的机 械的特性的影响进行调查。真空熔炼由表1所示的各成分组成构成的供试 钢，成为板厚30mm的板坯后，以表2所示的各制造条件对该板坯进行热 轧、冷轧后，实施热处理。具体来说，将上述板坯加热至1200℃，以轧制 结束温度(FDT)T1℃热轧至板厚tmm后，以卷取温度T2℃放入保持炉， 进行空冷，从而模拟热轧板的卷取。其后，以冷轧率r％进行冷轧而成为板 厚1.2mm的冷轧板。然后，以10℃/秒加热该冷轧材至均热温度T3℃，以 该温度保持90秒后，以R4℃/秒的冷却速度进行冷却，以过冷温度T5℃ 保持t5秒后，进行空冷，或者以过冷温度T5℃保持t5秒后，再以保持温 度T6℃保持t6秒之后，进行空冷。

对于如此得到的钢板，通过上述[用于实施发明的方式]一项中说明 的测量方法，测量各相的面积率、γ_R的C浓度(Cγ_R)和γ_R的平均当量 圆直径和长宽比。

另外，对于上述钢板，为了评价冷态和温态下的机械的特性，按下述 要领，分别在室温和300℃，测量抗拉强度(TS)、延伸率[总延伸率(EL)] 和深拉深性[极限拉深比(LDR)]。

TS和EL通过拉伸试验，使用JIS5号试验片进行测量。还有，拉伸试 验的应变速度为1mm/秒。另外，LDR使用压模直径：53.4mm、凸模直径： 50.0mm、肩R：8mm的圆筒金属模具，以折叠压力(しわ抑ぇ圧)9.8kN 对于直径80～140mm试验片实施深拉深成形半进行测量。

这些结果显示在表3和表4中。

【表1】

【表2】

【表3】

【表4】

(接表3)

如这些表所示，钢No.1～3、9～14、16～18、26、28～34均使用满 足本发明的成分组成的范围的钢种，以推荐的制造条件制造，其结果是成 为满足本发明的组织规定的要件的本发明钢板，室温特性、温态特性均满 足判定标准，能够得到成形性优异的高强度钢板。

相对于此，钢No.4～8、19～25是本发明所规定的成分组成和组织的 要件之中至少不满足某一项比较钢板，室温特性、温态特性不满足判定标 准。

附带一句，本发明钢板(钢No.28)和比较钢板(钢No.24)的组织 中的γ_R的分布状态例示在图1中。图1是EBSP观察的结果，白色粒状物 是γ_R。由该图可知，与比较钢板(钢No.24)相比，本发明钢板(钢No.28) 的一方，γ_R成为粗大化且等轴状。

(实施例2)

〔温加工的适当温度范围的研究〕

其次，为了调查对于本发明钢板进行温加工时的适当温度范围，使用 钢No.28，在150～450℃之间使加热温度依次变更而测量温态特性。其结 果显示在表5中。还有，同表的温度300℃的结果，再次表明上述表4的 钢No.28的温态特性。

【表5】

如该表所示可知，在低于200℃或超过400℃的温度下，不满足温态 特性的判定标准，相对于此，在200～400℃之间的温度下，满足温态特性 的判定标准，在宽阔的温度范围发挥出优异的温态成形性。

(实施例3)

〔加工温度对于零件内的强度偏差造成的影响的研究〕

此外，为了调查加工本发明钢板而得到的零件内的应变分布造成的强 度的偏差所对应的加工温度的影响，使用钢No.26，分别以室温和300℃， 以完全不赋予真应变的无加工的状态(真应变0％)，或实施赋予真应变5％ 的加工后，再度在室温下进行拉伸试验，测量屈服应力(YS)。其结果显 示在表6中。

【表6】

如同表所示，温加工本发明钢板而得到的零件，与冷加工而得的零件 相比，零件中的加工量的差异造成的屈服应力的偏差小，能够确认到零件 强度提高。

详细并参照特定的实施方式说明了本发明，但不脱离本发明的精神和 范围而能够加以各种变更和修改，这对于从业者来说很清楚。

本申请基于2010年11月18日申请的日本专利申请(专利申请2010 -258151)，2011年8月22日申请的日本专利申请(专利申请2011- 180616)，其内容在此参照并援引。

【产业上的可利用性】

本发明能够适用于冷轧钢板、熔融镀锌钢板和合金化熔融镀锌钢板， 不仅高强度，加工性也优异，例如适合汽车用骨骼零件。