温热加工性优异的高强度钢板技术领域
本发明涉及一种温热加工性优异的高强度TRIP(应变诱导相变)钢
板，具体来说，涉及在840～1380MPa级的超高强度域中利用温热加工明
显地改善了TRIP钢板的伸长率的高强度钢板。
背景技术
对于冲压成形为机动车或工业用机械等而使用的钢板，要求兼具优异
的强度和延展性。作为在具备此种要求特性的同时还以机动车的冲击安全
性及轻质化为目的而开发出的高强度高延展性钢板的一种，可以举出
TRIP钢板。TRIP钢板在组织中生成残留奥氏体(γR)，有效地利用了该
γR在加工变形中产生诱导相变(应变诱导相变：TRIP)而提高延展性的
性质(例如参照专利文献1)。
但是，TRIP钢板具有在用于易于加工为复杂的形状的加工性[特别
是延伸凸缘性(扩孔性)]方面差的问题。延伸凸缘性是特别针对作为机
动车的行走部分部件等使用的钢板要求的特性，不仅迫切期望促进在最为
期待由TRIP钢板带来的轻质化效果的行走部分部件等中的应用，而且还
迫切期望改善TRIP钢板的延伸凸缘性。
所以，为了提供在维持由γR带来的优异的强度·延展性的平衡的同
时、在延伸凸缘性等的成形性方面也很优异的钢板，本申请人着眼于由温
热加工所致的延伸凸缘性的提高效果(例如参照非专利文献1～3)，反
复进行了各种研究。其结果是，发现如果对恰当地控制了母相组织的平均
硬度以及作为第二相的γR中的C浓度及γR的体积率的钢板进行温热加
工，则可以得到延伸凸缘性及延展特性双方得到提高的高强度钢板，对于
基于该见解完成的发明(以下称作“先行发明”，将该先行发明中的高强
度钢板称作“先行发明钢板”。)，已经进行了专利申请(参照专利文献
2)。
上述先行发明钢板是如下的高强度钢板，即，以质量％计，含有：
C：0.05～0.6％、
Si+Al：0.5～3％、
Mn：0.5～3％、
P：0.15％以下(不包括0％)、
S：0.02％以下(包括0％)，
并且母相组织相对于全部组织以占空系数计含有70％以上的平均硬
度以维氏硬度计为240Hv以上的贝氏体铁素体和/或粒状·贝氏体铁素体，
第二相组织相对于全部组织以占空系数计含有5～30％的残留奥氏
体，该残留奥氏体中的C浓度(CγR)为1.0质量％以上，也可以还含有
贝氏体和/或马氏体。
文献认为，通过将上述先行发明钢板控制为如上所述的组织，就可以
恰当地控制对带来由γR的应变诱导相变所致的TRIP效应产生很大影响
的CγR(γR中所含的C浓度)、和对该γR的空间束缚状态产生很大影响
的母相组织的硬度，因此特别是在100～400℃(优选150～250℃)的温
度区域中，γR自身的塑性稳定性最高，可以发挥良好的特性(参照该文
献的[0023]段)。
特别是，从有效地发挥TRIP(应变诱导相变加工)效应的观点考虑，
上述先行发明钢板必须将γR中的C浓度(CγR)设为1.0质量％以上，该
CγR的含量越多越好(参照该文献的[0030]段)。
但是，其后本发明人等进行了进一步研究，结果发现，通过将CγR降
低为比上述先行发明的规定范围(1.0质量％以上)更低的、小于1.0质
量％的范围，可以在变形时的应力诱导相变的驱动力变小的温热(100～
250℃)下最大限度地发挥TRIP效应，此外通过导入给定量的多边形铁
素体，与上述先行发明钢板相比，有可能获得虽然略微牺牲延伸凸缘性然
而可以进一步实现高延展性化的钢板。
专利文献
专利文献1：日本特开昭60-43425号公报
专利文献2：日本专利第4068950号公报
非专利文献
非专利文献1：长坂明彦，杉本公一，小林光征，《由残留奥氏体的
相变诱导塑性造成的高强度钢板的延伸凸缘性的改善》，材料与工艺(日
本钢铁协会论文集)，CAMP-ISIJ《讨35》，1995年，第8卷，p.556
-559
非专利文献2：杉本公一，近藤刚，小林光征，桥本俊一，《TRIP
型复合组织钢的热胀成形性(第二相形态的影响-2)》，材料与工艺(日
本钢铁协会论文集)，CAMP-ISIJ《讨518》，1994年，第7卷，p.754
非专利文献3：杉本公一，十代田哲夫，《TRIP型贝氏体冷却钢板
的冲压成形性》，材料与工艺(日本钢铁协会论文集)，CAMP-ISIJ，
1998年，第11卷，第4号，p.400-403
发明内容
本发明是着眼于上述情况而完成的，其目的在于，提供能够在温热加
工中最大限度地发挥TRIP效应、与上述先行发明钢板相比进一步实现高
延展性化的高强度钢板。
技术方案1中所述的发明提供一种温热加工性优异的高强度钢板，其
特征在于，具有如下的成分组成，即，以质量％计(以下，针对化学成分
相同。)，含有：
C：0.05～0.4％、
Si+Al：0.5～3％、
Mn：0.5～3％、
P：0.15％以下(不包括0％)、
S：0.02％以下(包括0％)，
余部由铁及杂质构成，
具有如下的组织，即，
相对于全部组织以面积率计合计含有45～80％的马氏体和/或贝氏体
铁素体，
相对于全部组织以面积率计含有5～40％的多边形铁素体，相对于全
部组织以面积率计含有5～20％的残留奥氏体，该残留奥氏体中的C浓度
(CγR)为0.6质量％以上且小于1.0质量％，也可以还含有贝氏体。
技术方案2中所述的发明提供如下的技术方案1中所述的温热加工性
优异的高强度钢板，即，
成分组成还含有：
Mo：1％以下(不包括0％)、
Ni：0.5％以下(不包括0％)、
Cu：0.5％以下(不包括0％)、
Cr：1％以下(不包括0％)的1种或2种以上。
技术方案3中所述的发明提供如下的技术方案1或2中所述的温热加
工性优异的高强度钢板，即，
成分组成还含有：
Ti：0.1％以下(不包括0％)、
Nb：0.1％以下(不包括0％)、
V：0.1％以下(不包括0％)、
Zr：0.1％以下(不包括0％)的1种或2种以上。
技术方案4中所述的发明提供如下的技术方案1～3中任一项所述的
温热加工性优异的高强度钢板，即，
成分组成还含有：
Ca：0.003％以下(不包括0％)、和/或
REM：0.003％以下(不包括0％)。
发明效果
根据本发明，通过在总量上相对于全部组织以面积率计含有45～
80％的马氏体和/或贝氏体铁素体，相对于全部组织以面积率计含有5～
40％的多边形铁素体，相对于全部组织以面积率计含有5～20％的残留奥
氏体，将该残留奥氏体中的C浓度(CγR)设为0.6质量％以上且小于1.0
质量％，就可以最大限度地发挥由温热加工带来的延展性提高作用，从而
可以提供与上述先行发明钢板相比可以进一步实现高延展性化的高强度
钢板。
附图说明
图1是通过对比本发明钢板和比较钢板来表示改变加工温度时的对
TS造成的影响的曲线图。
图2是通过对比本发明钢板和比较钢板来表示改变加工温度时的对
EL造成的影响的曲线图。
具体实施方式
如上所述，本发明人等着眼于与上述先行发明钢板相同的、含有具有
位错密度高的下部组织的贝氏体铁素体(但是，在专利文献2中是贝氏体
铁素体和/或粒状·贝氏体铁素体)和残留奥氏体(γR)的TRIP钢板，
为了进一步提高由温热加工带来的延展性，又反复进行了研究。其结果是
发现，通过将γR中的C浓度(CγR)降低到作为比上述先行发明的规定
范围(1.0质量％以上)低的范围的、0.6质量％以上且小于1.0质量％，
并且含有给定量的多边形铁素体(以下有时简称为“铁素体”。)，就可
以利用温热最大限度地发挥TRIP作用，与上述先行发明钢板相比，可以
得到虽然略微牺牲(略微降低到上述先行发明钢板的约30％到10～20％
左右)延伸凸缘性(λ)然而可以进一步实现高延展性化的高强度钢板，
基于该见解完成了本发明。
下面，首先说明的是对本发明钢板赋予特征的组织。
〔本发明钢板的组织〕
如上所述，本发明钢板虽然是以与上述先行发明钢板相同的TRIP钢
的组织作为主体的钢板，然而特别是在含有给定量的多边形铁素体、并且
将残留奥氏体中的C浓度(CγR)控制为0.6质量％以上且小于1.0质量％
这一点上，与不含有多边形铁素体且将CγR控制为1.0质量％以上的上述
先行发明钢板不同。
<在总量上相对于全部组织以面积率计含有45～80％的马氏体和/或
贝氏体铁素体>
本发明中的所谓“贝氏体铁素体”是指，贝氏体组织具有带有位错密
度高的板条状组织的下部组织，在组织内不具有碳化物，在这一点上与贝
氏体组织明显不同，另外，与具有没有位错密度或者极少的下部组织的多
边形铁素体组织、或者带有细小的亚晶等的下部组织的准多边形铁素体组
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》)。
当对该组织进行光学显微镜观察或SEM观察时，则呈现出针状，难以区
别，因此要判定与贝氏体组织或多边形铁素体组织等的明确的差异，需要
借助TEM观察的对下部组织的鉴定。
像这样，本发明钢板的组织通过将马氏体和/或贝氏体铁素体设为主
要组织，就可以拘束γR的周围而有效地发挥由γR的应变诱导相变效应
带来的延展性提高作用。
本发明钢板中，上述马氏体和/或贝氏体铁素体组织的总量需要相对
于全部组织以面积率计为45～80％(优选为50～80％、更优选为53～
60％)。这是因为，由此就可以有效地发挥由上述马氏体和/或贝氏体铁
素体组织带来的效果。而且，上述马氏体和/或贝氏体铁素体组织的量是
由与γR的平衡而定的，推荐以能够发挥所需的特性的方式恰当地加以控
制。
<相对于全部组织以面积率计含有5～40％的多边形铁素体>
像这样，通过在组织中含有给定量的多边形铁素体，虽然略微牺牲延
伸凸缘性，然而可以与后述γR的TRIP作用相互结合而进一步提高总伸
长率。为了有效地发挥此种作用，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20％以上)。另一方面，如果大量
地存在，则延伸凸缘性就会过于劣化，因此将上限定为40％。
<相对于全部组织以面积率计含有5～20％的残留奥氏体(γR)>
γR对于总伸长率的提高十分有用，为了有效地发挥此种作用，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)。然而另一方面，如果大量地存在，则延伸凸缘性就会过于
劣化，因此将上限定为20％。
<残留奥氏体(γR)中的C浓度(CγR)：0.6质量％以上且小于1.0
质量％>
此外，将上述γR中的C浓度(CγR)设为0.6质量％以上且小于1.0
质量％。如前所述，CγR对于TRIP(应变诱导相变加工)的特性产生很大
影响，而以往必须像上述先行发明钢板那样设为1.0质量％以上，CγR的
含量越多越好。但是，在本发明钢板中，通过设为作为比该先行发明钢板
低的范围的、0.6质量％以上且小于1.0质量％的范围，可以在变形时的
应力诱导相变的驱动力变小的温热(100～250℃)下最大限度地发挥TRIP
效应而进一步高延展性化。优选为0.7质量％以上且为0.9质量％以下。
<其他：贝氏体(包括0％)>
本发明的钢板也可以仅由上述组织(马氏体和/或贝氏体铁素体、多
边形铁素体以及γR的混合组织)构成，然而也可以在不损害本发明的作
用的范围中，作为其他的异种组织具有贝氏体。该组织是在本发明钢板的
制造过程必然残存的组织，然而越少越好，推荐相对于全部组织以面积率
计控制为5％以下，更优选控制为3％以下。
〔各相的面积率及γR中的C浓度(CγR)的各测定方法〕
这里，对各相的面积率以及γR中的C浓度(CγR)的各测定方法进
行说明。
钢板中组织的面积率是在对钢板进行Lepera腐蚀，利用透过型电子
显微镜(TEM：倍率1500倍)观察鉴定出组织后，利用光学显微镜观察
(倍率1000倍)测定出组织的面积率。而且，γR的面积率及γR中的C
浓度(CγR)是在研削到钢板的1/4的厚度后，进行化学研磨后利用C射
线衍射法测定的(ISIJ Int.Vol.33，(1933)，No.7，p.776)。
下面，对构成本发明钢板的成分组成进行说明。以下，化学成分的单
位全都是质量％。
〔本发明钢板的成分组成〕
C：0.05～0.4％
C是为了在确保高强度的同时获得所需的主要组织(马氏体和/或贝
氏体铁素体+γR)而必需的元素，为了有效地发挥此种作用，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，如果超
过0.4％则不适于焊接。
Si+Al：0.5～3％
Si和Al是对γR分解而生成碳化物加以有效地抑制的元素。特别是
Si，作为固溶强化元素来说也十分有用。为了有效地发挥此种作用，以合
计量计需要添加0.5％以上Si和Al。优选为0.7％以上，更优选为1％以
上。但是，如果以合计量计超过3％地添加上述元素，则除了会阻碍马氏
体和/或贝氏体铁素体组织的生成以外，还会使热变形阻力升高而易于引
起焊接部的脆化，甚而对于钢板的表面性状也造成不良影响，因此将其上
限设为3％。优选为2.5％以下，更优选为2％以下。而且，推荐采用Si
为2.0％以下、Al为1.5％以下的各范围。另外，Si、Al都超过0％。
Mn：0.5～3.0％
Mn除了作为固溶强化元素有效地发挥作用以外，还会促进相变而发
挥促进马氏体和/或贝氏体铁素体组织的生成的作用。此外还是为了将γ
稳定化、获得所需的γR而必需的元素。为了有效地发挥此种作用，需要
添加0.5％以上。优选为0.7％以上，更优选为1％以上。但是，如果超过
3％地添加，则可以发现产生扁钢坯裂纹等不良影响。优选为2.5％以下，
更优选为2％以下。
P：0.15％以下(不包括0％)
P是对于确保所需的γR来说有效的元素。为了有效地发挥此种作用，
推荐添加0.03％以上(更优选为0.05％以上)。但是，如果超过0.15％地
添加，则二次加工性就会劣化。更优选为0.1％以下。
S：0.02％以下(包括0％)
S是形成MnS等硫化物系夹杂物、成为破裂的起点而使加工性劣化
元素。所以，设为0.02％以下。优选为0.015％以下。
本发明的钢基本上含有上述成分，余部实质上为铁及不可避的杂质，
此外，还可以在不损害本发明的作用的范围中，添加以下的容许成分。
Mo：1％以下(不包括0％)、
Ni：0.5％以下(不包括0％)、
Cu：0.5％以下(不包括0％)、
Cr：1％以下(不包括0％)的1种或2种以上
这些元素作为钢的强化元素来说十分有用，并且是对于γR的稳定化、
给定量的确保来说有效的元素。为了有效地发挥此种作用，推荐分别添加
Mo：0.05％以上(更优选为0.1％以上)、Ni：0.05％以上(更优选为0.1％
以上)、Cu：0.05％以上(更优选为0.1％以上)、Cr：0.05％以上(更
优选为0.1％以上)。但是，如果Mo及Cr分别超过1％、Ni及Cu分别
超过0.5％地添加，则上述效果就会饱和，在经济上造成浪费。更优选为
Mo：0.8％以下、Ni：0.4％以下、Cu：0.4％以下、Cr：0.8％以下。
Ti：0.1％以下(不包括0％)、
Nb：0.1％以下(不包括0％)、
V：0.1％以下(不包括0％)、
Zr：0.1％以下(不包括0％)的1种或2种以上
这些元素具有析出强化及组织微细化效果，是对于高强度化来说有用
的元素。为了有效地发挥此种作用，推荐分别添加Ti：0.01％以上(更优
选为0.02％以上)、Nb：0.01％以上(更优选为0.02％以上)、V：0.01％
以上(更优选为0.02％以上)、Zr：0.01％以上(更优选为0.02％以上)。
但是，如果任何一种元素分别超过0.1％地添加，则上述效果就会饱和，
在经济上造成浪费。更优选为Ti：0.08％以下、Nb：0.08％以下、V：0.08％
以下、Zr：0.08％以下。
Ca：0.003％以下(不包括0％)、和/或
REM：0.003％以下(不包括0％)
Ca及REM(稀土类元素)是对于控制钢中硫化物的形态、提高加工
性来说有效的元素。这里，作为本发明中所用的稀土类元素，可以举出
Sc、Y、镧系元素等。为了有效地发挥上述作用，推荐分别添加0.0003％
以上(更优选为0.0005％以上)。但是，即使超过0.003％地添加，上述
效果也会饱和，因此在经济上造成浪费。更优选为0.0025％以下。
下面，对用于获得本发明钢板的优选的制造方法说明如下。
〔本发明钢板的优选的制造方法〕
首先，将满足上述成分组成的钢加热到奥氏体+铁素体(γ+α)2相
域温度，进行均热[具体来说是在750℃以上(优选为780℃以上)且小
于850℃(优选为840℃以下)的温度加热100～1000秒(优选为300～
600秒)]后，以30℃/s以上(优选为40℃/s以上、更优选为50℃/s以
上、特别优选为70℃/s以上)的平均冷却速度，冷却(过冷)到150℃以
上(优选为200℃以上)且为350℃以下(优选为300℃以下)的温度域，
在该过冷温度下保持60秒以下(优选为5～50秒)后，以2℃/s以上(优
选为10℃/s以上)的平均加热速度，再加热到比上述过冷温度高、并且
为300℃以上(优选为350℃以上、更优选为400℃以上)且为480℃以下
(优选为450℃以下)的温度域，在该温度域保持60秒以上(优选为300
秒以上)1000秒以下(优选为600秒以下)(奥氏体等温淬火处理)。
这里，先行发明钢板是在γ单相域温度下利用均热→骤冷→奥氏体等
温淬火处理的工序制造的。像这样，由于在γ单相域中加热，因此不会生
成多边形铁素体，另外由于在骤冷后立即实施奥氏体等温淬火处理，因此
随着奥氏体等温淬火温度的降低而强度升高，CγR也升高。这是基于以下
的理由。首先，随着奥氏体等温淬火温度的降低，生成的贝氏体铁素体的
硬度升高，因此强度升高。另一方面，CγR是由伴随着基本上不固溶C的
贝氏体铁素体的生成的、向奥氏体侧的C富集的程度决定的，越是低温
则高C浓度的奥氏体就越稳定，因此随着奥氏体等温淬火温度的降低，CγR
升高。由此在先行发明钢板中，为了得到840MPa以上的高拉伸强度需要
在450℃以下的低温下实施奥氏体等温淬火处理，CγR必然为1质量％以
上。
相对于此，本发明钢板如上所述，是在(γ+α)2相域温度下利用均
热→过冷→再加热→奥氏体等温淬火处理的工序制造的。像这样，通过在
(γ+α)2相域加热，生成所需的量的多边形铁素体，并且在奥氏体等温
淬火处理之前，暂时过冷到给定温度域，其后通过再加热到奥氏体等温淬
火温度而保持给定时间，实施奥氏体等温淬火处理，就可以同时实现
840MPa以上的高拉伸强度、赋予延展性的多边形铁素体的导入、和小于
1.0质量％的低CγR。虽然机理的详情尚不清楚，然而其理由可以如下所
示地推定。即，首先，在直到过冷的冷却过程以及再加热的过程中，以比
奥氏体等温淬火处理时生成的贝氏体铁素体更高的位错密度具有高硬度，
局部地生成过饱和地将碳固溶的组织。余部仍是在2相域加热时生成的多
边形铁素体和奥氏体。高位错密度的部分在奥氏体等温淬火处理中一边向
奥氏体侧喷出碳、一边被回火而使位错密度降低，成为与贝氏体铁素体相
同的组织。但是，由于本来位错密度就很高，因此依然维持比奥氏体等温
淬火处理中生成的贝氏体铁素体高的位错密度，即维持高硬度，因而即使
在比没有过冷地进行均热→奥氏体等温淬火处理时更高的奥氏体等温淬
火温度下也可以确保足够的强度。此外，由于奥氏体等温淬火温度越高，
则CγR就越是降低，因此通过利用此种工序进行处理，就可以兼顾高强度
和低CγR。而且，由于过冷时生成的位错密度高的部分在奥氏体等温淬火
处理时变为如下的组织，即，具有与贝氏体铁素体相同的组织，也就是板
条状的下部组织，且在组织内不具有碳化物，因此用普通的显微镜(光学
显微镜、SEM、TEM)无法区别。所以在本发明中将两者一并称作贝氏
体铁素体。
而且，如果上述过冷温度过低，则会进行马氏体相变，再加热后的奥
氏体等温淬火处理时无法充分地进行向奥氏体侧的碳的喷出，因此无法确
保必需量的残留奥氏体。另一方面，如果过高，则与奥氏体等温淬火处理
温度的差变小，因此无法降低CγR。另外，如果上述过冷温度下的保持时
间过长，则会进行马氏体相变，因此与上述相同无法确保必需量的残留奥
氏体。另外，虽然该保持时间也可以很短，然而从实际操作中的温度控制
的再现性的观点考虑，优选设定一定时间(5秒以上)的保持时间。
而且，(γ+α)2相域中的均热→过冷的冷却工序与先行发明钢板不
同，尤其是对于获得所需的主要组织来说十分重要，通过如上所述地在(α
+γ)2相域中均热后进行骤冷，就可以在生成给定量的多边形铁素体的
同时，生成所需的马氏体和/或贝氏体铁素体(主要组织)。特别是由于
平均冷却速度对γR的形态产生很大影响，因此极为重要，通过控制为上
述范围，就可以在马氏体和/或贝氏体铁素体组织的板条间，生成给定形
态的γR。而且，平均冷却速度的上限没有特别限定，越大越好，然而推
荐基于与实际操作水平的关系恰当地加以控制。
另外，过冷→再加热后的奥氏体等温淬火处理如上所述，对于过冷时
产生的高位错密度组织的回火、贝氏体铁素体的生成、向奥氏体相中的C
浓缩、与这些相伴地生成的γR的向碳化物的分解抑制来说极为重要。通
过将奥氏体等温淬火处理的保持时间限制为上述的范围，就可以有效地抑
制γR→碳化物的分解。另外，如果奥氏体等温淬火处理温度过高，则γR
很容易分解为碳化物，无法获得给定量的γR，另一方面，如果奥氏体等
温淬火处理温度过低，或者奥氏体等温淬火处理的保持时间过短，则无法
进行向γR的所需量的C浓缩。另外，此时虽然从CγR低的部分中，在奥
氏体等温淬火处理后的冷却过程中生成马氏体，然而只要是不损害本发明
的作用的范围，就没有关系。
而且，上述工序中，也可以在不损害本发明的作用的范围中，还生成
贝氏体组织。另外，也可以不使所需的组织明显地分解地、在不损害本发
明的作用的范围中，进行镀膜、甚至是合金化处理。
通过对利用上述方法制造的本发明钢板进行温热加工，与以往的先行
发明钢板相比，可以得到虽然略微牺牲延伸凸缘性然而进一步提高了延展
性的高强度钢板。这里所说的上述温热加工是指在100～250℃(优选为
120～200℃、最优选为约150℃附近)进行温热成形，只要以使钢板整体
处于该温度域的方式恰当地进行均热即可。如后述的实施例中确证所示，
通过对本发明钢板进行温热加工，与对以往的先行发明钢板进行温热加工
的情况相比，室温下的拉伸强度(TS)同等，温热下的伸长率(EL)提
高约40％，因而起到使作为表示室温下的拉伸强度(TS)与温热下的伸
长率(EL)的平衡的指标的、室温下的TS×温热下的EL升高约30～40％
的明显的提高效果(比较后述表5的、钢No.1、钢No.13或钢No.15)。
另外，由于在对本发明钢板进行温热加工的情况下，成形界限高，因
此也可以将本发明钢板适用于具有复杂形状的部件，例如构成中柱的部件
或构成前柱的部件那样的部件的加工。
此外，对本发明钢板进行温热加工而得的温热成形部件由于作为其组
织含有很多贝氏体铁素体，因此具有屈服应力高、变形时的最大负荷大的
特征，由此，有望发挥出高耐负荷特性。所以，例如可以适用于构成侧门
框的部件或构成上边梁的部件之类的部件中。
另外，由于加工温度不是像热加工那样高，因此可以认为很难产生鳞
屑，涂装性也比较良好，例如可以适用于构成底板横梁的部件或构成顶板
的部件之类的部件中。
此外，如果在对本发明钢板进行温热加工而得的温热成形部件中也适
量地残存有残留奥氏体，则由于即使在加工后延展特性也很良好，并且还
可以形成加工硬化系数大的状态，因此可以期待如下的特性，即，在作为
部件使用时也很难断裂，另外吸收能大。可以认为例如也可以适用于构成
前纵梁的部件或构成后纵梁的部件之类的部件中。
实施例
(实施例1)
〔成分组成的研究〕
本实施例中，对改变成分组成时的机械的特性的影响进行了调查。具
体来说，真空熔炼由表1所示的成分组成构成的测试钢，制成实验用扁坯
(热轧板的板厚为2.0mm)后，对该扁坯在表2所示的制造条件下实施
热处理。
对如此得到的钢板，利用上述[用于实施发明的方式]一项中说明的
测定方法，测定出各相的面积率以及γR中的C浓度(CγR)。
此外，对于上述钢板，为了调查由加工温度造成的对机械特性产生的
影响，使加工温度(拉伸温度)从20℃到350℃进行各种改变，利用下述
要领，分别测定出拉伸强度(TS)、YS[下屈服点(屈服应力)]及伸
长率[总伸长率的意思(EL)]。
拉伸试验使用JIS5号试验片，测定出TS、YS以及EL。而且，将拉
伸试验的应变速度设为1mm/s。
将这些结果表示于表3中。
[表1]
(单位：质量％)
钢种No.
C
Si
Al
Si+Al
Mn
P
S
其他
1
0.07
1.50
0.36
1.86
2.36
0.007
0.0010
Mo：0.92
2
0.19
1.56
0.34
1.90
2.75
0.009
0.0009
-
3
0.19
0.48
0.11
0.59
2.49
0.010
0.0013
-
4
0.24
1.58
0.38
1.96
0.69
0.009
0.0012
Mo：0.55，Ti：0.04
5
0.18
0.75
1.12
1.87
2.37
0.007
0.0010
Mo：0.32
6
0.19
1.98
0.47
1.96
2.46
0.009
0.0012
Ni：0.12
7
0.18
1.25
0.64
1.89
2.39
0.008
0.0011
Cu：0.43
8
0.19
1.11
0.88
1.99
2.49
0.010
0.0013
Cr：0.57
9
0.18
0.89
1.09
1.98
2.74
0.011
0.0010
Ti：0.06
10
0.19
1.82
0.13
1.95
2.45
0.009
0.0012
Nb：0.04
11
0.21
1.75
0.23
1.98
2.48
0.010
0.0013
V：0.07
12
0.18
1.55
0.33
1.88
2.38
0.008
0.0011
Ca：0.002
13
0.19
1.11
0.85
1.96
2.46
0.009
0.0012
REM：0.002
14a
0.01a
1.56
0.30
1.86
2.36
0.007
0.0010
-
15a
0.18
0.23
0.13
0.36a
2.38
0.008
0.0011
-
16a
0.18
1.75
0.13
1.88
0.34a
0.008
0.0011
-
17
0.18
149
0.38
1.87
2.52
0.009
0.0008
Zr：0.05
(a：本发明的范围外)
[表2]
(b：推荐范围外)
根据这些结果，可以如下所示地考察。
首先，钢No.1～13、17都是对使用满足本发明的成分组成的范围的
钢种、在推荐的制造条件下制造的钢板进行温热加工而得的发明钢，得到
室温下的拉伸强度与温热下的伸长率的平衡(室温下的TS×温热下的EL)
良好的高强度钢板。
相对于此，不满足本发明中特定的成分组成的某项的下述比较钢分别
具有以下的不佳状况。
首先，钢No.14是C量少的例子，多边形铁素体的生成量过多，γR
的生成量不足，因此室温下的TS×温热下的EL不满足判定基准。
钢No.15是(Si+Al)的总量少的例子，基本上不生成所需的γR，
因此虽然是低强度，然而温热下的EL也较低，室温下的TS×温热下的
EL不满足判定基准。
No.16是Mn的量少的例子，由于γR的生成量不足，因此温热下的
EL也较低，室温下的TS×温热下的EL不满足判定基准。
(实施例2)
〔制造条件的研究〕
本实施例中，使用钢种No.9的实验用扁坯，在表4所示的各条件下
制造出钢板(热轧板的板厚为2.0mm)后，使加工温度(拉伸温度)从
20℃到350℃进行各种改变，与实施例1相同地调查了由加工温度造成的
对机械特性产生的影响。顺便提一下，上述的钢种是满足本发明中特定的
成分组成的钢。
将这些结果表示于表5中，并且在图1及图2中曲线图化地表示出加
工温度与TS或者EL的关系。
[表4]
(b：推荐范围外)
根据这些结果，可以如下所示地考察。
首先，钢No.1～12都是对使用满足本发明的成分组成的范围的钢种、
在推荐的制造条件下制造的钢板进行温热加工而得的发明钢，得到室温下
的拉伸强度与温热下的伸长率的平衡(室温下的TS×温热下的EL)良好
的高强度钢板。
相对于此，不满足本发明中特定的组织的要件的某项的下述比较钢分
别具有以下的不佳状况。
首先，钢No.13由于在均热后没有进行过冷→再加热，立即实施奥氏
体等温淬火处理，因此是除了均热温度域不同这一点以外与以往的先行发
明钢大致相当的例子，由于CγR为1质量％以上，因此室温下的TS×温热
下的EL不满足判定基准。
钢No.14是均热温度为比(γ+α)2相域低的温度的例子，多边形铁
素体的面积率过多，因此室温下的TS及室温下的TS×温热下的EL也都
不满足判定基准。
钢No.15是均热温度处于比(γ+α)2相域高的γ单相域的例子，是
除了在均热后进行过冷→再加热这一点以外与以往的先行发明钢大致相
当的例子，由于贝氏体铁素体的面积率不足，因此室温下的TS及室温下
的TS×温热下的EL也都不满足判定基准。
钢No.16是过冷温度低的例子，由于γR的面积率不足，因此温热下
的EL差，室温下的TS×温热下的EL不满足判定基准。
钢No.17是过冷保持时间长的例子，由于γR分解为碳化物而使γR
的面积率不足，因此温热下的EL差，室温下的TS×温热下的EL不满足
判定基准。
钢No.18是再加热速度小的例子，由于γR分解为碳化物而使γR的
面积率不足，因此温热下的EL差，室温下的TS×温热下的EL不满足判
定基准。
钢No.19是奥氏体等温淬火温度低的例子，由于CγR过高，因此室温
下的TS×温热下的EL不满足判定基准。
另一方面，钢No.20是奥氏体等温淬火温度高的例子，由于CγR不足，
因此室温下的TS×温热下的EL不满足判定基准。
钢No.21及22是奥氏体等温淬火时间脱离推荐范围的例子，由于γR
的面积率不足，因此室温下的TS×温热下的EL不满足判定基准。
另外，如图1及图2所示，如果对比作为本发明钢板的表5的钢No.1、
和作为比较钢板的表5的钢No.13，虽然任意一个钢板在温热加工温度范
围中TS都略微降低，然而可以看到EL的升高效果，本发明钢板一方与
比较钢板相比可以更为清楚地看到明显的EL的升高。
即，根据本发明可以确认，利用温热加工，可以获得虽然略微牺牲强
度然而伸长率的特性极为优异的高强度钢板。
虽然详细地、参照特定的实施方式说明了本发明，然而对于本领域技
术人员来说显而易见，可以不脱离本发明的精神和范围地施加各种变更或
修正。
本申请是基于2010年3月24日申请的日本专利申请(日本特愿2010
-068477)、2011年2月3日申请的日本专利申请(日本特愿2011-
021596)的申请，在这里将其内容作为参照纳入。
工业上的可利用性
本发明的高强度钢板作为冲压成形为机动车或工业用机械等而使用
的钢板十分有用。