CN103210110B - 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 - Google Patents

Abstract

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(γ_R)：5～20％、马氏体+上述γ_R：10～50％、多边铁素体：40％以下(含0％)，上述γ_R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。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。

Description

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

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(ISIJInt.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：FlectronBackScatterDiffractionPattern)，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。

Claims (5)

1.一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％计含有C：0.05～0.3％、Si：1～3％、Mn：0.5～3％、P：0.1％以下且含0％、S：0.01％以下且含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％以下且含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，其平均长宽比即最大直径/最小直径低于3.0。

2.根据权利要求1所述的成形性优异的高强度钢板，其中，所述成分组成以质量％计还含有Cr：0.01～3％、Mo：0.01～1％、Cu：0.01～2％、Ni：0.01～2％、B：0.00001～0.01％中的一种或两种以上的元素。

3.根据权利要求1或2所述的成形性优异的高强度钢板，其中，所述成分组成以质量％计还含有Ca：0.0005～0.01％、Mg：0.0005～0.01％、REM：0.0001～0.01％中的一种或两种以上的元素。

4.一种高强度钢板的温加工方法，其特征在于，将权利要求1～3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。

5.一种汽车零件，其特征在于，是通过权利要求4所述的方法加工而成的汽车零件，其中，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和最小的部位之间的屈服应力的差异在200MPa以下。