WO2011126154A1 - 温間加工性に優れた高強度鋼板およびその製造方法 - Google Patents

温間加工性に優れた高強度鋼板およびその製造方法 Download PDF

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船川　義正
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Definitions

  • the present invention relates to a high-strength steel sheet suitable for use in transportation equipment, construction equipment, and the like, and particularly relates to improvement of warm workability for automobile parts, and more particularly to improvement of warm press formability.
  • “high strength” refers to a case where the tensile strength TS is 590 MPa or higher, preferably 780 MPa or higher.
  • Patent Document 1 discloses, in weight%, C: 0.1 %, Mo: 0.05 to 0.6%, Ti: 0.02 to 0.10%, and substantially within the ferrite structure, Ti / Mo: 0.1 or more in atomic ratio
  • a high formability, high-tensile hot-rolled steel sheet with excellent material uniformity formed by dispersion and precipitation of carbide containing Mo and Mo has been proposed.
  • the hot-rolled steel sheet described in Patent Document 1 is preferably C: 0.06% or less, Si: 0.3% or less, Mn: 1 to 2%, P: 0.06% or less, S: 0.005 %: Al: 0.06% or less, N: 0.006% or less, Cr: 0.04-0.5%, Mo: 0.05-0.5%, Ti: 0.02-0.10 %, Nb: 0.08% or less, and a composition containing Ti / Mo at an atomic ratio of 0.1 or more is heated to an austenite single-phase temperature and then finish-rolled at 880 ° C. or more. Is completed, and it can be manufactured by a manufacturing method of winding at 550 to 700 ° C.
  • This high-strength steel sheet has a high strength of tensile strength TS: 590 MPa or more, but has high formability, and can be used for press forming of members with particularly complicated cross-sectional shapes during cold press forming. It is said that.
  • a die quench method has been proposed as one method for solving the problems in cold press forming of high-strength steel sheets.
  • This die quench method is a forming method in which a steel plate as a workpiece is heated to an austenite temperature range of, for example, 900 ° C. or higher, and then press-molded into a desired part shape using a press die.
  • the steel plate (component) can be rapidly cooled with a mold.
  • it can be formed into a desired part shape, and the structure can be made a martensite-based structure by rapid cooling with a mold, so that a high-strength part can be easily manufactured with high shape accuracy.
  • Patent Document 2 discloses a method for obtaining a high-strength press part by utilizing such warm press molding at a higher temperature than conventionally performed.
  • a steel sheet is heated to a temperature of 200 to 850 ° C., and then subjected to warm forming that imparts a plastic strain of 2% or more to a portion requiring strength. Is the method.
  • the steel plate used by the technique described in patent document 2 is the mass%, C: 0.01-0.20%, Si: 0.01-3.0%, Mn: 0.01-3.
  • JP 2002-322541 A Japanese Patent No. 3962186
  • a conventional high-strength steel sheet of various transformation structure strengthening type with a low-temperature transformation product such as martensite as a strengthening factor is heated to a temperature of over 200 ° C to about 850 ° C and press-molded.
  • the steel sheet strength is reduced because it is heated to a temperature higher than the temperature at the time of manufacture, and press forming becomes easy.
  • the strengthening structure factor such as martensite decomposes during heating, There is a problem that the desired high strength cannot be maintained when cooled.
  • the overhang forming portion is likely to be broken.
  • the present invention solves such problems of the prior art, is excellent in warm workability, can be applied to a warm press method of heating to a temperature of over 200 ° C. to about 850 ° C. and press-molding at that temperature, In addition, it is possible to produce a desired high-strength part without requiring long-time holding in the mold at the time of processing and regardless of the amount of warm processing.
  • Tensile strength TS 590 MPa or more, preferably 780 MPa or more It aims at providing the high strength steel plate which comprises high strength, and its manufacturing method.
  • the present inventors have intensively studied the deformation behavior of a steel sheet during warm press forming.
  • the temperature of the steel sheet which is a material to be molded, first comes into contact with the mold (punch), and the temperature rapidly decreases due to contact with the mold (punch), and the temperature is relatively low (400
  • uniform elongation is high at a low temperature of less than 400 ° C.
  • tensile elongation is high at a high temperature of 400 ° C. or higher
  • the tensile strength at room temperature after warm press forming concludes that if it is a material (steel plate) having a high strength of 590 MPa or more, preferably 780 MPa or more, it is possible to manufacture a high-strength automotive part having a complicated shape by applying warm press molding. Reached.
  • a steel sheet having the following tensile properties is preferable as a steel sheet suitable for warm press forming.
  • Steel sheet suitable for warm press forming is uniformly stretched at a relatively low temperature (less than 400 ° C) corresponding to the part subjected to overhang forming at a relatively low temperature (less than 400 ° C). Then, the amount of deformation until the maximum load is shown) is large, and it does not come into contact with the mold and corresponds to the part subjected to stretch flange molding at a high temperature (400 ° C. or higher), at a high temperature (400 ° C. or higher).
  • the present inventors have newly found that the steel sheet has a tensile property that combines a large local elongation (here, the amount of deformation from the highest load to the fracture).
  • the steel sheet having the tensile properties as described above is a matrix that is substantially a ferrite phase, that is, a ferrite fraction of 95% or more, preferably 98% or more.
  • the precipitate that is dispersed and precipitated in the “state without variant selection” is a state in which the crystal orientation of the precipitate is not constant with respect to the parent phase and all variants that can be precipitated are selected.
  • the “state with variant selection” refers to a case where the crystal orientation of the precipitate is aligned in one direction with respect to the parent phase, for example, phase interface precipitation.
  • a steel sheet (hot rolled steel sheet) having the above-described structure is wound after the predetermined hot rolling is completed at a coiling temperature of less than 600 ° C., and then 650 It was found that it can be obtained by heat treatment in a temperature range of ⁇ 750 ° C.
  • the present invention has been completed based on such findings and further studies. That is, the gist of the present invention is as follows.
  • Tensile strength a high strength steel sheet having a high strength of 590 MPa or higher
  • a test temperature obtained by a tensile test conducted at 400 ° C. The amount of deformation from the start of tension to the point before the maximum load is obtained, which is greater than the amount of deformation from the start of tension to the point before the maximum load is obtained and the test temperature is less than 400 ° C.
  • the high-strength steel sheet is, in mass%, C: 0.01 to 0.2%, Si: 0.5% or less, Mn: 2% or less, P: 0.03% or less. , S: 0.01% or less, Al: 0.07% or less, N: 0.01% or less, Ti: 0.005-0.3%, Nb: 0.005-0.6% , V: 0.005 to 1.0%, Mo: 0.005 ⁇ 0.5%, W: 0.01 ⁇ 1.0%, B: contain one or more selected from 0.0005 ⁇ 0.0040%, from the remainder Fe and inevitable impurities
  • a high-strength steel sheet characterized by having a composition as follows.
  • a heat treatment step at a temperature range heat treatment characterized in that sequentially applied, tensile strength: have more than 590 MPa, the method of producing a high strength steel sheet excellent in warm workability.
  • a high-strength steel sheet excellent in warm workability can be manufactured easily and inexpensively, and an industrially remarkable effect is achieved.
  • there is an effect that high-strength parts for automobiles having desired high strength and desired shape accuracy can be easily and inexpensively manufactured by applying warm press molding.
  • the steel sheet of the present invention is a steel sheet having a high tensile strength of 590 MPa or more and having tensile properties suitable for warm press forming, in particular, elongation properties consistent with warm press forming.
  • the steel sheet of the present invention has a tensile property that the uniform elongation is larger than the local elongation, that is, the elongation property that the uniform elongation is 40% or more in terms of the total elongation.
  • the test temperature is a high temperature of 400 ° C.
  • the local elongation is larger than the uniform elongation, that is, the ratio of the local elongation to the uniform elongation has an elongation property exceeding 1.0.
  • the part where stretch flange molding is performed maintains a high temperature state of the steel sheet without touching the mold, so that when the local elongation at high temperature is higher than the uniform elongation, the stretch flange can be formed better.
  • Combining the elongation characteristics in this facilitates forming into a complex desired shape part by warm press forming.
  • a steel plate that cannot satisfy either of the low temperature and high temperature elongation characteristics cannot produce a part having a desired complex shape by warm press forming.
  • uniform elongation refers to the amount of deformation from the start of tension to the maximum load (ratio to the distance between gauge points) obtained from the load-elongation curve obtained in the tensile test, regardless of the test temperature.
  • local elongation means the amount of deformation from the maximum load to the fracture (ratio to the distance between the gauge points) obtained from the load-elongation curve obtained in the tensile test regardless of the test temperature.
  • total elongation refers to the total deformation amount (ratio to the distance between gauge points) from the start of tension to fracture, which is the so-called total elongation obtained from a load-elongation curve obtained in a tensile test. .
  • test temperature is lower than 400 ° C.” means that the test temperature is 300 ° C.
  • test temperature is higher than 400 ° C.” means that the test temperature is 500 ° C. It may represent tensile properties.
  • the elongation characteristic in the case of test temperature: less than 400 degreeC is the test temperature of less than 400 degreeC which extract
  • a tensile test is performed at (for example, 300 ° C.) in accordance with JIS G 0567, and the total elongation, local elongation and uniform elongation are obtained from the obtained load-elongation curve.
  • the tensile speed is 10 mm / min.
  • the elongation characteristics when the test temperature is 400 ° C. or higher were obtained by taking a type I test piece (parallel part width: 10 mm, GL: 50 mm) defined in JIS G 0567 from a steel sheet, and a test temperature of 400 ° C. or higher. (For example, 500 ° C.), in accordance with JIS G 0567, a tensile rate: 10 mm / min, and a high-temperature tensile test is performed. From the obtained load-elongation curve, total elongation, uniform elongation, local elongation The elongation shall be calculated.
  • the structure (matrix) is substantially a single phase of ferrite phase.
  • the term “substantially a ferrite phase single phase” as used herein allows a case where the second phase includes an area ratio of up to 5%. That is, it means that the ferrite phase is 95% or more in terms of the area ratio with respect to the entire structure. If the second phase is up to 5%, a significant decrease in strength due to heating to a warm press molding temperature is not observed, and the effects of the invention can be exhibited.
  • the second phase is preferably 2% or less.
  • the steel sheet of the present invention has a structure in which alloy carbide having a size of less than 10 nm is dispersed and precipitated in the above-described matrix.
  • the size of the alloy carbide precipitated in the matrix is increased to 10 nm or more, the carbide is coarsened, the strength is lowered, the local portion is reduced, and the warm workability is lowered.
  • the number of dispersed alloy carbides having a size of less than 10 nm is preferably 5 ⁇ 10 11 pieces / mm 3 or more.
  • the alloy carbide referred to here is a carbide such as Ti, Nb, or V. Note that these may be combined.
  • alloy carbide having a size of less than 10 nm that is dispersed and precipitated in the matrix is dispersed and precipitated in a state where no variant is selected.
  • state without variant selection refers to the case where the relationship between the crystal orientation of the parent phase and the crystal orientation of the alloy carbide is not constant, and there is no single orientation that can be precipitated.
  • the steel sheet of the present invention is preferably in mass%, C: 0.01 to 0.2%, Si: 0.5% or less, Mn: 2% or less, P: 0.03% or less, S: 0.01 %: Al: 0.07% or less, N: 0.01% or less, Ti: 0.005-0.3%, Nb: 0.005-0.6%, V: 0.005 ⁇ 1.0%, Mo: 0.005-0.5%, W: 0.01-1.0%, B: One or more selected from 0.0005-0.0040% And has a composition composed of the balance Fe and inevitable impurities.
  • mass% is simply referred to as%.
  • C 0.01 to 0.2%
  • C is the most important element that forms carbides and increases the strength of the steel sheet.
  • C precipitates as fine carbides in the matrix during the process before the hot press forming process, particularly the heat treatment after hot rolling, and contributes to the enhancement of the strength of the part.
  • it is preferable to contain 0.01% or more.
  • the content exceeds 0.2%, it becomes difficult to make the matrix substantially a ferrite single phase, and the ductility is significantly lowered.
  • C is preferably limited to a range of 0.01 to 0.2%. In addition, More preferably, it is 0.18% or less. Further, the amount of C can be roughly defined by a desired strength level.
  • C is preferably 0.01% or more and 0.03% or less
  • C is more than 0.03% to 0%. 0.06% or less
  • C is preferably more than 0.06% to 0.09% or less
  • C is preferably more than 0.09% to 0.2% or less.
  • Si 0.5% or less
  • Si is an element that enhances temper softening resistance. Therefore, Si is actively added. In the present invention, however, in order to promote the degradation of surface properties and the variant-selected precipitation of alloy carbides. It is desirable to reduce as much as possible.
  • Si increases deformation resistance in the warm state, it inhibits the increase in elongation. For this reason, Si is preferably limited to 0.5% or less in the present invention. In addition, More preferably, it is 0.3% or less, More preferably, it is 0.1% or less.
  • Mn 2% or less Mn is an element having a function of increasing the strength of a steel sheet by solid solution. In order to obtain such an effect, 0.1% or more is desirable, but it exceeds 2%. When contained, segregation becomes remarkable and hardenability increases, making it difficult to make the structure a single phase of ferrite. For this reason, it is preferable to limit Mn to 2% or less. More preferably, the content is 0.1 to 1.6%.
  • P 0.03% or less
  • P is an element that effectively contributes to an increase in the strength of the steel sheet by solid solution strengthening, but is easily segregated at the grain boundaries and causes remarkable cracks during processing. For this reason, in the present invention, it is desirable to reduce as much as possible, but if it is reduced to about 0.03% or less, such adverse effects are reduced to an acceptable level. Therefore, P is preferably 0.03% or less. In addition, More preferably, it is 0.02% or less.
  • S 0.01% or less S forms MnS, promotes the generation of voids during molding, and decreases warm workability. For this reason, it is desirable to reduce S as much as possible. If it is reduced to about 0.01% or less, such adverse effects can be reduced to an acceptable level. For this reason, it is preferable to limit S to 0.01% or less. In addition, More preferably, it is 0.002% or less.
  • Al 0.07% or less
  • Al is an element that acts as a deoxidizer, and in order to obtain such an effect, it is desirable to contain 0.01% or more, but the content exceeding 0.07% Oxide inclusions are likely to increase, reducing the cleanliness of the steel and lowering the warm workability. For this reason, Al is preferably limited to 0.07% or less. More preferably, it is 0.03 to 0.06%.
  • N 0.01% or less N is an element having an adverse effect of lowering local elongation due to coarse precipitation of TiN, and is desirably reduced as much as possible in the present invention. If the content exceeds 0.01%, coarse nitrides are formed and formability is lowered. For this reason, it is preferable to limit N to 0.01% or less. In addition, More preferably, it is 0.005% or less.
  • carbonized_material (alloy carbide) the combination of Ti-Mo, Nb-Mo, Ti-Nb-Mo, Ti-W, Ti-Nb-Mo-W is more preferable.
  • V and Ti are contained together, the fine carbide targeted by the present invention can be easily obtained by setting V / Ti to 1.75 or less by mass ratio.
  • the balance other than the components described above consists of Fe and inevitable impurities.
  • Inevitable impurities include, for example, Cu: 0.1% or less, Ni: 0.1% or less, Sn: 0.1% or less, Mg: 0.01% or less, Sb: 0.01% or less, Co: 0.01% or less is allowed.
  • the preferable manufacturing method of this invention steel plate is demonstrated.
  • a steel material having the above composition is used as a starting material.
  • the manufacturing method of a steel raw material does not need to be specifically limited in the present invention, and any generally known manufacturing method can be applied.
  • the present invention is not limited to this.
  • steel materials such as slabs are not cooled to room temperature, inserted into a heating furnace and hot-rolled. Absent.
  • the steel material is preferably heated to an austenite single-phase temperature range of 1150 ° C. or higher in order to sufficiently re-dissolve alloy carbides and the like in the steel material.
  • the heating temperature is less than 1150 ° C., the deformation resistance is too high, the load on the hot rolling mill is increased, and hot rolling may be difficult.
  • the heating temperature may be 1300 ° C. or less. preferable. For this reason, the heating temperature of the steel material is preferably 1150 to 1300 ° C.
  • the steel material heated to the austenite single-phase temperature range is then subjected to a hot rolling process.
  • the steel material is hot-rolled at a rolling end temperature of 850 ° C. or higher to form a hot-rolled sheet, which is wound at a winding temperature of 400 ° C. or higher and lower than 600 ° C.
  • rolling end temperature is less than 850 ° C.
  • the surface layer structure becomes coarse and the warm workability is lowered.
  • rolling completion temperature shall be 850 degreeC or more.
  • the temperature is more preferably 880 to 940 ° C.
  • winding is performed at a winding temperature of 400 ° C. or higher and lower than 600 ° C.
  • the coiling temperature is less than 400 ° C.
  • a martensite phase is generated, and a structure of a single ferrite phase cannot be obtained.
  • alloy carbides are likely to be coarsened and fine carbides are difficult to obtain.
  • the coiling temperature is 600 ° C. or higher, alloy carbide selected as a variant is generated in the steel sheet, and the desired warm workability cannot be ensured.
  • it is less than 550 degreeC, More preferably, it is 530 degrees C or less.
  • the hot rolling conditions are within the scope of the present invention, fine (less than 10 nm) alloy carbides are hardly precipitated after the hot rolling step, and dispersion precipitation in the absence of the selection of a variant is not recognized. .
  • the surface scale of the hot rolled sheet is removed by pickling or the like.
  • a heat treatment step is performed.
  • a heat treatment is performed at a heating temperature of 650 to 750 ° C., and preferably for a holding time of 10 to 300 s, followed by cooling.
  • the cooling is not particularly limited but is preferably air cooling or standing cooling.
  • a desired alloy carbide is precipitated by heat treatment at 650 to 750 ° C.
  • the heat treatment described above can be replaced by a heat treatment at the time of warm press forming if the heating temperatures overlap.
  • alloy carbides of less than 10 nm are not precipitated after the forming process, but are already precipitated before the forming process during the warm press forming.
  • the steel plate which performed the heat treatment process is good also as a plated steel plate by performing the plating process which makes a plating layer adhere to the surface further. Examples of the plating layer include a hot dip galvanized layer, an electrogalvanized layer, and a hot dip aluminum plated layer.
  • a hot dip galvanized layer on the surface of a hot-rolled sheet for example, preferably after performing the above-described heat treatment step using a continuous hot dip galvanizing line, to a predetermined temperature of about 500 ° C. or less.
  • a hot dip galvanizing treatment may be performed by cooling and subsequently immersing in a hot dip galvanizing bath maintained at a predetermined temperature of about 470 ° C. to form a hot dip galvanized layer on the surface of the steel sheet.
  • a regular plating line other than the continuous hot dip galvanizing line is used.
  • a steel material (slab) having the composition shown in Table 1 is subjected to a hot rolling process to obtain a hot rolled sheet having a thickness of 1.6 mm at the heating temperature, finish rolling finishing temperature, and winding temperature under the conditions shown in Table 2. Then, after pickling to remove the scale on the surface of the hot-rolled sheet, a heat treatment step was performed in which heat treatment under the conditions shown in Table 2 was carried out under the heating temperature, holding time, and cooling conditions. In some hot-rolled sheets, a hot dip galvanizing treatment is performed by cooling to the cooling stop temperature shown in Table 2 without cooling to the room temperature in the above heat treatment step, and subsequently immersing in a hot dip galvanizing bath at a liquid temperature of 470 ° C.
  • the plating adhesion amount was 45 g / m 2 .
  • Test pieces were collected from the obtained hot-rolled plate or plated plate and subjected to structure observation and tensile test.
  • the test method is as follows.
  • (1) Microstructure observation A specimen for microstructural observation is collected from the obtained steel sheet, and the cross section (L cross section) parallel to the rolling direction is polished, subjected to Nital corrosion, and optical microscope (magnification: 400 times) and scanning type. The tissue was observed and imaged with an electron microscope (magnification: 5000 times), and the type identification and the tissue fraction of each phase were measured using an image analyzer.
  • EDX energy dispersive X-ray spectrometer
  • a type I test piece (parallel part width: 10 mm, GL: 50 mm) defined in JIS G 0567 was collected, and JIS G 0567 was tested at a test temperature (500 ° C.) of 400 ° C. or higher.
  • a high temperature tensile test was performed in accordance with the regulations. From the obtained load-elongation curve, the amount of deformation from the start of tension to the point before showing the maximum load as uniform elongation, and the amount of deformation until the break after showing the maximum load as the local elongation are obtained. Elongation was calculated.
  • the test temperature was a value measured with a thermocouple attached to the center of the parallel part of the test piece, and the tensile speed was 10 mm / min.
  • the uniform elongation / total elongation is 40% or more
  • the tensile test conducted at a test temperature of 400 ° C. or more 500 ° C.
  • the case where the local elongation / uniform elongation was over 1.0 was evaluated as being excellent in warm press formability as ⁇ . In other cases, it was evaluated that the warm press formability was poor as x.
  • a tensile test piece was collected from the obtained steel plate, heated at 700 ° C., held for 3 min, and then air-cooled without processing to simulate the heat history of warm press forming. The tensile test was carried out at room temperature, the tensile strength TS was measured, and the change in strength due to warm press molding heating was observed.
  • Each of the inventive examples has a high strength of 590 MPa or more, and is a tensile test conducted at a test temperature of less than 400 ° C. (300 ° C.), and (uniform elongation) / (total elongation) is 40% or more.
  • (local elongation) / (uniform elongation) is more than 1.0, excellent in warm press formability, and at the time of warm press forming No significant change in strength is observed by heating.
  • a comparative example out of the scope of the present invention is a tensile test conducted at a test temperature of less than 400 ° C. (300 ° C.), where (uniform elongation) / (total elongation) is less than 40% or 400 ° C.
  • a test temperature of less than 400 ° C. (300 ° C.)
  • (uniform elongation) / (total elongation) is less than 40% or 400 ° C.
  • the tensile test conducted at the above test temperature (500 ° C.) whether (local elongation) / (uniform elongation) is 1.0 or less, the warm press formability is lowered, or the warm press The tensile strength is greatly reduced by heating during molding.

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Abstract

温間加工性に優れた高強度鋼板およびその製造方法を提供する。質量％で、Ｃ：0.01～0.2％、Si：0.5％以下、Mn：２％以下、Ｐ：0.03％以下、Ｓ：0.01％以下、Al：0.07％以下、Ｎ：0.01％以下を含み、さらに、Ti、Nb、Ｖ、Mo、Ｗ、Ｂのうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成を有する鋼素材に、オーステナイト単相温度域に加熱したのち、仕上圧延終了温度：860℃以上とする熱間圧延を施し、巻取温度：400℃以上600℃未満で巻き取る熱延工程と、650～750℃の温度域で熱処理を施す熱処理工程とを、順次施す。これにより、試験温度：400℃以上で、局部伸びが均一伸びより大きい引張特性と、試験温度：400℃未満で、均一伸びが、全伸びに対する比率で40％以上である引張特性とを兼備し、さらに、実質的にフェライト相単相のマトリックスと該マトリックス中に大きさが10nm 未満の合金炭化物がバリアント選択のない状態で分散析出した組織を有する、温間加工性に優れた鋼板となる。

Description

温間加工性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
　本発明は、輸送用機材、建築用機材用等として好適な、高強度鋼板に係り、とくに、自動車部品用として温間加工性の向上、詳しくは温間プレス成形性の向上に関する。なお、ここでいう「高強度」とは、引張強さＴＳ：５９０ＭＰａ以上、好ましくは７８０ＭＰａ以上の高強度を具備する場合をいうものとする。
　近年、地球環境の保全という要望から、自動車の燃費向上が強く要求され、自動車の車体軽量化が進められている。このような自動車車体の軽量化のために、自動車部品用鋼材の薄肉化が強く求められ、高強度鋼板の使用量が増加している。
　高強度鋼板としては、フェライトに、例えばマルテンサイト等の低温変態生成物を適正量、複合させて高強度化を図る、各種の変態組織強化型の高強度鋼板が提案されている。しかし、一般に、このような高強度鋼板は、軟鋼や低強度の鋼板と比べて、塑性変形が抑制され延性（伸び）が低下しており、冷間で、複雑な形状へのプレス成形を行うと、割れ等が生じる危険性が高く、プレス成形が難しいという問題がある。またさらに、このような高強度鋼板は、高強度であるため、冷間でのプレス成形においては、スプリングバックによる成形品の形状精度が低下するという問題もある。
　変態組織強化型の高強度鋼板とは別に、例えば、特許文献１には、重量％で、Ｃ：０．１
％以下、Ｍｏ：０．０５~０．６％、Ｔｉ：０．０２~０．１０％を含み、実質的にフェライト組織に、原子比でＴｉ／Ｍｏ：０．１以上を満たす範囲でＴｉおよびＭｏを含む炭化物が分散析出してなる材質均一性に優れた高成形性高張力熱延鋼板が提案されている。特許文献１に記載された熱延鋼板は、好ましくはＣ：０．０６％以下、Ｓｉ：０．３％以下、Ｍｎ：１~２％、Ｐ：０．０６％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０６％以下、Ｎ：０．００６％以下、Ｃｒ：０．０４~０．５％、Ｍｏ：０．０５~０．５％、Ｔｉ：０．０２~０．１０％、Ｎｂ：０．０８％以下を含み、原子比でＴｉ／Ｍｏを０．１以上を満たすように含む組成の鋼を、オーステナイト単相域の温度に加熱したのち、８８０℃以上で仕上圧延を完了し、５５０~７００℃で巻取る、製造方法で製造できるとしている。この高強度鋼板は、引張強さＴＳ：５９０ＭＰａ以上の高強度を有しているが、高成形性を有し、とくに冷間でのプレス成形時の断面形状が複雑な部材のプレス成形が可能であるとしている。
　高強度鋼板の冷間でのプレス成形における問題を解決する一つの方法として、ダイクエンチ工法が提案されている。このダイクエンチ工法は、被加工材である鋼板を、熱間の、例えば９００℃以上の、オーステナイト温度域に加熱したのち、プレス金型を用いて、所望の部品形状にプレス成形する成形方法であるが、成形と同時に、金型で鋼板（部品）を急冷することができる。これにより、所望の部品形状に成形できるとともに、金型による急冷により組織をマルテンサイト主体の組織とすることができ、高強度部品を容易にしかも形状精度よく製造できるとされている。しかし、ダイクエンチ工法では、熱間で加熱、成形するため、表面に酸化スケールが発生し、表面性状が低下することや、さらにめっき鋼板の場合には高温に晒されめっき層が劣化するなどの問題が避けられない。またさらに、ダイクエンチ工法では、鋼板を金型で十分に急冷するために、金型内で１０ｓ以上の保持が必要となる。このため、ダイクエンチ工法による部品の生産性が極端に低下するという問題がある。
　このような問題に対し、例えば、被加工材である鋼板を、２００℃程度に加熱しプレス成形する、従来からの温間プレス工法がある。しかし、この工法では、加熱温度が低く、プレス成形時の鋼板強度の低下量が少なく、延性の上昇量が少ないため、プレス成形時の割れ発生を、回避するまでに至らないとともに、スプリングバック量も冷間でのプレス成形と大差はない。
　そこで、被加工材である鋼板を、２００℃を超え、好ましくは３００℃以上８５０℃程度までの温間領域に加熱し、プレス成形する方法が、従来の温間プレス工法の問題を解決する工法であると考えられる。
　このような、従来行われているよりも高温での温間プレス成形を利用して、高強度のプレス部品を得る方法が例えば特許文献２に記載されている。特許文献２に記載の高強度プレス成形体の製造方法は、鋼板を２００~８５０℃の温度に加熱したのち、強度が必要な部位に、２％以上の塑性歪を付与する温間成形を施す方法である。この方法によれば、鋼板に、所定温度域への加熱と所定量の塑性歪付与とを合わせ施すことにより、所望の高強度を確保することができるとしている。なお、特許文献２に記載された技術で使用する鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０１~０．２０％、Ｓｉ：０．０１~３．０％、Ｍｎ：０．０１~３．０％、Ｐ：０．００２~０．２％、Ｓ：０．００１~０．０２０％、Ａｌ：０．００５~２．０％、Ｎ：０．００２~０．０１％、Ｍｏ：０．０１~１．５％を含み、さらにＣｒ：０．０１~１．５％、Ｎｂ：０．００５~０．１０％、Ｔｉ：０．００５~０．１０％、Ｖ：０．００５~０．１０％、Ｂ：０．０００３~０．００５％、の１種または２種以上を含有し、Ｓｉ、Ｐ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｂ含有量の間の特定関係式が所定値以下（１４０以下）である式（Ａ）を満足する組成を有する鋼板である。
特開２００２−３２２５４１号公報 特許第３９６２１８６号公報
　マルテンサイト等の低温変態生成物を強化因子とする、従来の各種の変態組織強化型の高強度鋼板に、２００℃を超え８５０℃程度までの温度に加熱し、プレス成形する温間プレス工法を適用すると、製造時の温度よりも高温に加熱されるため鋼板強度が低下し、プレス成形は容易となるが、加熱時にマルテンサイト等の強化組織因子が分解するため、温間プレス後、常温に冷却された際には所望の高強度を維持できなくなるという問題がある。
　また、特許文献１に記載された技術で製造された鋼板に、このような温間プレス工法を適用すると、張り出し成形部位が割れやすくなるという問題がある。
　さらに、特許文献２に記載された技術では、鋼板に、所定温度域への加熱と所定量以上の塑性歪付与とを合わせ施すことを必須として、強度上昇を図っている。したがって、この技術では、加工成形量が所定値未満であるような部品では、所望の高強度を確保できない。さらに、一般に部品内部であっても部位（位置）により歪量が異なることから、一様に強度が増加するとは限らず、実用に際して、非常に限定されるという問題もある。
　本発明は、このような従来技術の問題を解決し、温間加工性に優れ、２００℃超え８５０℃程度までの温度に加熱し、該温度でプレス成形する、温間プレス工法を適用でき、かつ加工時に金型内で長時間の保持を必要とすることなく、また温間加工量によらず、所望の高強度の部品を製造できる、引張強さＴＳ：５９０ＭＰａ以上、好ましくは７８０ＭＰａ以上の高強度を具備する高強度鋼板、およびその製造方法を提供することを目的とする。
　本発明者らは、上記した目的を達成するため、温間プレス成形時の鋼板の変形挙動について、鋭意研究した。その結果、温間プレス成形時に、被成形材である鋼板の、まず金型（ポンチ）と接触する部位では、金型（ポンチ）との接触により温度が急激に低下し、比較的低温（４００℃未満）での張出し成形をうけ、一方、金型と接触しない部位では、鋼板の温度低下はなく、高温（４００℃以上）での伸びフランジ成形をうけることになることを知見した。すなわち、２００℃超え８５０℃程度までの温度に加熱される温間プレス成形法では、一回の成形で、同一鋼板内で異なる温度域での加工が同時に行われるため、温間プレス成形用鋼板としては、異なる温度域での加工に対応できる特性を有する鋼板であることが必要となる。
　そこで、更なる検討の結果、４００℃未満の低温では、均一伸びが高く、４００℃以上の高温では、局部伸びが高い、引張特性を有し、かつ温間プレス成形後、常温での引張強さＴＳ：５９０ＭＰａ以上、好ましくは７８０ＭＰａ以上の高強度を具備する材料（鋼板）であれば、温間プレス成形を適用して、複雑な形状の、高強度自動車部品が製造可能となるという結論に達した。
　すなわち、本発明者らは、温間プレス成形に適した鋼板としては、次のような引張特性を有する鋼板が好ましいという知見を得た。
　温間プレス成形に適した鋼板は、金型（ポンチ）と当たり比較的低温（４００℃未満）での張出し成形をうける部位に対応して、比較的低温（４００℃未満）で均一伸び（ここでは、最高荷重を示すまでの変形量とする）が大きいこと、金型と接触せず、高温（４００℃以上）で伸びフランジ成形をうける部位に対応して、高温（４００℃以上）での局部伸び（ここでは、最高荷重を示してから破断までの変形量とする）が大きいこと、を兼備する引張特性を有する鋼板であることを新たに見出した。
　そして、本発明者らの更なる検討によれば、上記したような引張特性を有する鋼板は、実質的にフェライト相単相であるマトリックス、すなわちフェライト分率９５％以上、好ましくは９８％以上のマトリックスを有し、該マトリックス中に１０ｎｍ未満の合金炭化物（析出物）が、母相に対してすべてのバリアントで析出物が析出した、いわゆるバリアント選択のない状態で分散析出した組織を有する鋼板であることを新規に見出した。
　ここで、「バリアント選択のない状態」で分散析出した析出物とは、析出物の結晶方位が、母相に対して一定ではない、析出可能なバリアントが全て選択されている状態、である場合をいう。一方、「バリアント選択がある状態」とは、析出物の結晶方位が、母相に対して一つの方向に揃って析出した場合、例えば相界面析出、のような場合をいう。
　本発明者らの更なる研究によれば、上記したような組織を有する鋼板（熱延鋼板）は、所定の熱間圧延終了後、巻取温度を６００℃未満として、巻き取ったのち、６５０~７５０℃の温度域で熱処理を施すことにより、得られることを知見した。
　本発明は、かかる知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨は次のとおりである。
　（１）引張強さ：５９０ＭＰａ以上の高強度を有する高強度鋼板であって、試験温度：４００℃以上で行った引張試験で得られた、最高荷重を示したのち破断までの変形量が、引張開始から該最高荷重を示す前までの変形量よりも大きく、かつ試験温度：４００℃未満で行った引張試験で得られた、引張開始から最高荷重を示す前までの変形量が、引張開始から破断までの全変形量に対する比率で４０％以上である引張特性と、フェライト相の面積率が９５％以上である実質的にフェライト相単相のマトリックスと該マトリックス中に大きさが１０ｎｍ未満の合金炭化物がバリアント選択のない状態で分散析出した組織と、を有することを特徴とする温間加工性に優れた高強度鋼板。
　（２）（１）において、前記高強度鋼板が、質量％で、Ｃ：０．０１~０．２％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：２％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０７％以下、Ｎ：０．０１％以下を含み、さらに、Ｔｉ：０．００５~０．３％、Ｎｂ：０．００５~０．６％、Ｖ：０．００５~１．０％、Ｍｏ：０．００５
~０．５％、Ｗ：０．０１~１．０％、Ｂ：０．０００５~０．００４０％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有することを特徴とする高強度鋼板。
　（３）（１）または（２）において、前記高強度鋼板が、表面にめっき層を有することを特徴とする高強度鋼板。
　（４）（３）において、前記めっき層が溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層であることを特徴とする高強度鋼板。
　（５）質量％で、Ｃ：０．０１~０．２％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：２％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０７％以下、Ｎ：０．０１％以下を含み、さらに、Ｔｉ：０．００５~０．３％、Ｎｂ：０．００５~０．６％、Ｖ：０．００５~１．０％、Ｍｏ：０．００５~０．５％、Ｗ：０．０１~１．０％、Ｂ：０．０００５~０．００４０％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材を、オーステナイト単相温度域に加熱したのち、仕上圧延終了温度：８６０℃以上とする熱間圧延を施し、巻取温度：４００℃以上６００℃未満で巻き取り、熱延板とする熱延工程と、ついで、該熱延板の表面スケールを除去したのち、該熱延板に６５０~７５０℃の温度域で熱処理を施す熱処理工程とを、順次施すことを特徴とする、引張強さ：５９０ＭＰａ以上を有し、温間加工性に優れた高強度鋼板の製造方法。
　（６）（５）において、前記熱処理工程を施された熱延板に、さらにめっき処理を施すことを特徴とする高強度鋼板の製造方法。
　（７）（５）において、前記熱処理工程に引続き、溶融亜鉛めっき処理、あるいはさらに合金化処理を施すことを特徴とする高強度鋼板の製造方法。
　本発明によれば、温間加工性に優れた高強度鋼板を、容易にしかも安価に、製造でき、産業上格段の効果を奏する。また、本発明によれば、温間プレス成形を適用し、所望の高強度と所望の形状精度を有する自動車用高強度部品等を、容易にしかも安価に製造できるという効果もある。
　本発明鋼板は、引張強さ：５９０ＭＰａ以上の高強度を有し、温間プレス成形に適した引張特性、とくに温間プレス成形に合致した伸び特性を有する鋼板である。本発明鋼板は、試験温度が４００℃未満の低温である場合には、均一伸びが局部伸びに比べて大きい引張特性を、すなわち、均一伸びが全伸びに対する比率で４０％以上となる伸び特性を有し、一方、試験温度が４００℃以上の高温である場合には、局部伸びが均一伸びに比べて大きい、すなわち、局部伸びと均一伸びの比が１．０超伸び特性を有する。これにより、上記したような、温間プレス成形時の鋼板各部位の温度履歴と、金型（ポンチ）による鋼板各部位の成形形態と、に十分対応可能な変形特性を有する鋼板、つまり温間加工性に優れた鋼板となる。
　２００℃超え８５０℃程度までの温度に加熱され、金型に接して鋼板温度が低下し張出し成形される部位では、低温での、全伸びに対して均一伸びが高い方がうまく張出し成形ができる。一方、伸びフランジ成形される部位は金型と接することなく鋼板温度の高い状態が維持されるため、高温での局部伸びが均一伸びよりも高い方がうまく伸びフランジ成形ができ、これら低温、高温における伸び特性を兼備することが、温間プレス成形で複雑な所望形状の部品への成形を容易とする。この低温、高温における伸び特性のうち、どちらかを満足できない鋼板では、温間プレス成形で所望の複雑形状を有する部品の製造ができない。
　なお、ここで、「均一伸び」とは、試験温度に依らず、引張試験で得られる荷重−伸び曲線から求められる、引張開始から最高荷重を示すまでの変形量（標点間距離に対する割合）をいうものとし、また「局部伸び」とは、試験温度に依らず、引張試験で得られる荷重−伸び曲線から求められる、最高荷重を示してから破断までの変形量（標点間距離に対する割合）をいうものとする。また、「全伸び」とは、引張試験で得られる荷重−伸び曲線から求められる、いわゆる全伸びである、引張開始から破断までの全変形量（標点間距離に対する割合）をいうものとする。
　また、「試験温度が４００℃未満の低温」とは、試験温度：３００℃で、また、「試験温度が４００℃以上の高温」とは、試験温度：５００℃で行って、その温度領域の引張特性を代表してもよい。
　なお、試験温度：４００℃未満の場合の伸び特性は、鋼板から、ＪＩＳ　Ｇ　０５６７に規定されるＩ型試験片（平行部幅：１０ｍｍ、ＧＬ：５０ｍｍ）を採取し、４００℃未満の試験温度（例えば３００℃）で、ＪＩＳ　Ｇ　０５６７の規定に準拠して、引張試験を実施し、得られた荷重−伸び曲線から、全伸び、局部伸びおよび均一伸びを求めるものとする。なお、引張速度は１０ｍｍ／ｍｉｎとする。
　一方、試験温度：４００℃以上の場合の伸び特性は、鋼板から、ＪＩＳ　Ｇ　０５６７に規定されるＩ型試験片（平行部幅：１０ｍｍ、ＧＬ：５０ｍｍ）を採取し、４００℃以上の試験温度（例えば５００℃）に加熱して、ＪＩＳ　Ｇ　０５６７の規定に準拠して、引張速度：１０ｍｍ／ｍｉｎで高温引張試験を実施し、得られた荷重−伸び曲線から、全伸び、均一伸び、局部伸びを算出するものとする。
　上記した、引張特性（引張伸び特性）を満足させるためには、実質的にフェライト相単相のマトリックスと該マトリックス中に大きさが１０ｎｍ未満の合金炭化物がバリアント選択のない状態で分散析出した組織を有する鋼板とする。
　本発明鋼板では、組織（マトリックス）を、実質的にフェライト相単相とする。組織を、延性に富むフェライト相とすることにより、所望の温間プレス成形性を保持できるうえ、マルテンサイト等低温変態生成物を強化因子とする変態組織強化型鋼板のような温間プレス成形温度に加熱することによる大幅な強度低下はなく、温間プレス成形後にも所望の高強度を維持できる。なお、ここでいう「実質的にフェライト相単相」とは、面積率で５％までの第二相を含む場合も許容する。すなわち、フェライト相が、組織全体に対する面積率で９５％以上であることを意味する。５％までの第二相であれば、とくに温間プレス成形温度に加熱することによる大幅な強度低下は認められず、発明の効果を発揮できる。なお、第二相は、好ましくは２％以下である。さらに、本発明鋼板は、上記したマトリックス中に、大きさが１０ｎｍ未満の合金炭化物が分散析出した組織を有する。マトリックス中に析出する合金炭化物の大きさが１０ｎｍ以上と大きくなると、炭化物が粗大化し、強度が低下するとともに、局部が小さくなり、温間加工性が低下する。なお、大きさが１０ｎｍ未満の合金炭化物の分散個数は５×１０１１個／ｍｍ３以上とすることが好ましい。また、ここでいう合金炭化物とは、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ等の炭化物である。なお、これらの複合となっていてもよい。
　また、本発明鋼板では、マトリックス中に分散析出する、大きさが１０ｎｍ未満の合金炭化物は、バリアント選択のない状態で分散析出させる。なお、「バリアント選択のない状態」とは、母相の結晶方位と合金炭化物の結晶方位との関係が一定でなく、析出可能な方位が１つに定まっていない場合をいう。
　微細な合金炭化物が、バリアント選択のない状態で分散析出することにより、高温での引張試験において、局部伸びが均一伸びに比べて大きくなり、かつ低温での引張試験において、均一伸びが局部伸びに比べて大きくなり、温間プレス成形に適した鋼板とすることができる。一方、微細な合金炭化物が、バリアント選択のある状態で分散析出した鋼板の場合には、とくに高温において、局部伸びが均一伸びに比べて大きくなる引張特性（伸び特性）を確保できなくなる。
　つぎに、本発明鋼板の好ましい組成の限定理由について説明する。
　本発明鋼板は、好ましくは、質量％で、Ｃ：０．０１~０．２％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：２％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０７％以下、Ｎ：０．０１％以下を含み、さらに、Ｔｉ：０．００５~０．３％、Ｎｂ：０．００５~０．６％、Ｖ：０．００５~１．０％、Ｍｏ：０．００５~０．５％、Ｗ：０．０１~１．０％、Ｂ：０．０００５~０．００４０％のうちから選ばれた１種または２種以上を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有する。以下、とくに断わらないかぎり質量％は単に％と記す。
　Ｃ：０．０１~０．２％
　Ｃは、炭化物を形成し、鋼板の強度を増加させる最も重要な元素である。本発明ではＣは、温間プレス成形の成形加工前までの工程、とくに熱間圧延後の熱処理で、マトリックス中に微細炭化物として析出し、部品の高強度化に寄与する。このような効果を得るためには、０．０１％以上含有することが好ましい。一方、０．２％を超える含有は、マトリックスを実質的にフェライト単相とすることが難しくなり、延性の低下が著しくなる。このため、Ｃは０．０１~０．２％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．１８％以下である。また、所望の強度レベルによって、概ねＣ量を規定することができる。例えば、引張強さＴＳ：５９０ＭＰａ級では、Ｃは０．０１％以上~０．０３％以下とすることが好ましく、また、引張強さＴＳ：７８０ＭＰａ級では、Ｃは０．０３％超~０．０６％以下とすることが好ましく、また、引張強さＴＳ：９８０ＭＰａ級では、Ｃは０．０６％超~０．０９％以下とすることが好ましく、また、引張強さＴＳ：１１８０ＭＰａ級では、Ｃは０．０９％超~０．２％以下とすることが好ましい。
　Ｓｉ：０．５％以下
　Ｓｉは、一般に焼戻軟化抵抗を高める元素であることから、積極的に添加されるが、本発明では表面性状の劣化や合金炭化物のバリアント選択した析出を促進するため、できるだけ低減することが望ましい。また、Ｓｉは温間では変形抵抗を高めるため、伸びの上昇を阻害する。このようなことから、本発明ではＳｉは０．５％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．３％以下、さらに好ましくは０．１％以下である。
　Ｍｎ：２％以下
　Ｍｎは、固溶して鋼板強度を増加させる作用を有する元素であり、このような効果を得るためには０．１％以上含有することが望ましいが、２％を超えて含有すると、偏析が著しくなるとともに、焼入れ性が増大して組織をフェライト相単相とすることが困難となる。このため、Ｍｎは２％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．１~１．６％である。
　Ｐ：０．０３％以下
　Ｐは、固溶強化により鋼板の強度増加に有効に寄与する元素であるが、粒界に偏析しやすく、加工時に顕著な割れを発生させる。このため、本発明では、できるだけ低減することが望ましいが、０．０３％以下程度まで低減すれば、このような悪影響は許容できるまで低減される。このようなことから、Ｐは０．０３％以下とすることが好ましい。なお、より好ましくは０．０２％以下である。
　Ｓ：０．０１％以下
　Ｓは、ＭｎＳを形成し、成形時にボイドの発生を促進し、温間加工性を低下させる。このため、Ｓはできるだけ低減することが望ましい。０．０１％以下程度に低減すれば、このような悪影響は許容できる程度まで低減できる。このため、Ｓは０．０１％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．００２％以下である。
　Ａｌ：０．０７％以下
　Ａｌは、脱酸剤として作用する元素であり、このような効果を得るためには０．０１％以上含有することが望ましいが、０．０７％を超える含有は、酸化物系介在物が増加しやすく、鋼の清浄度を低下させるとともに、温間加工性を低下させる。このため、Ａｌは０．０７％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．０３~０．０６％である。
　Ｎ：０．０１％以下
　Ｎは、ＴｉＮの粗大析出による局部伸び低下という悪影響を及ぼす元素であり、本発明ではできるだけ低減することが望ましい。０．０１％を超える含有は、粗大な窒化物を形成し、成形性を低下させる。このため、Ｎは０．０１％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．００５％以下である。
　Ｔｉ：０．００５~０．３％、Ｎｂ：０．００５~０．６％、Ｖ：０．００５~１．０％、Ｍｏ：０．００５~０．５％、Ｗ：０．０１~１．０％、Ｂ：０．０００５~０．００４０％のうちから選ばれた１種または２種以上
　Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏ、Ｗ、Ｂはいずれも、微細な炭化物を構成する元素または析出を促進させる作用を有する元素であり、選択して１種または２種以上含有することが好ましい。このような効果を得るためには、Ｔｉ：０．００５％以上、Ｎｂ：０．００５％以上、Ｖ：０．００５％以上、Ｍｏ：０．００５％以上、Ｗ：０．０１％以上、Ｂ：０．０００５％以上、それぞれ含有することが好ましい。一方、Ｔｉ：０．３％、Ｎｂ：０．６％、Ｖ：１．０％、Ｍｏ：０．５％、Ｗ：１．０％、Ｂ：０．００４０％を、それぞれ超える含有は、固溶強化により温間加工性を低下させる。このため、含有する場合には、それぞれ、Ｔｉ：０．００５~０．３％、Ｎｂ：０．００５~０．６％、Ｖ：０．００５~１．０％、Ｍｏ：０．００５~０．５％、Ｗ：０．０１~１．０％、Ｂ：０．０００５~０．００４０％の範囲に限定することが好ましい。
なお、微細な炭化物（合金炭化物）を形成する組合せとしては、Ｔｉ−Ｍｏ、Ｎｂ−Ｍｏ、Ｔｉ−Ｎｂ−Ｍｏ、Ｔｉ−Ｗ、Ｔｉ−Ｎｂ−Ｍｏ−Ｗの組合せがより好ましい。またとくに、ＶとＴｉとを合わせて含有する場合は、質量比でＶ／Ｔｉを１．７５以下とすることにより、本発明の目的とする微細な炭化物が得やすくなる。
　上記した成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物からなる。なお、不可避的不純物としては、例えば、Ｃｕ：０．１％以下、Ｎｉ：０．１％以下、Ｓｎ：０．１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下、Ｓｂ：０．０１％以下、Ｃｏ：０．０１％以下がそれぞれ許容される。
　つぎに、本発明鋼板の好ましい製造方法について説明する。
　本発明では、上記した組成を有する鋼素材を、出発素材とする。なお、鋼素材の製造方法は、本発明ではとくに限定する必要はなく、通常公知の製造方法がいずれも適用できる。たとえば、上記した組成の溶鋼を、転炉等で溶製し、連続鋳造法等の鋳造方法でスラブ等の鋼素材とすることが好ましいが、本発明ではこれに限定されない。また、連続鋳造後、スラブ等の鋼素材を室温まで冷却せずに、加熱炉に装入し熱間圧延しても、また加熱せず、直接熱間圧延する直送圧延を行っても問題はない。
　鋼素材は、まず鋼素材中の合金炭化物等を十分に再固溶させるため、好ましくは１１５０℃以上のオーステナイト単相温度域に加熱される。加熱温度が１１５０℃未満では、変形抵抗が高すぎて、熱間圧延機への負荷が大きくなり、熱間圧延が困難となる場合がある。なお、１３００℃を超えて高温となると、結晶粒の粗大化が著しく、また酸化スケールの生成が著しくなり酸化ロスが大きく歩留の低下が著しくなるため、加熱温度は１３００℃以下とすることが好ましい。このため、鋼素材の加熱温度は１１５０~１３００℃とすることが好ましい。
　上記したように、オーステナイト単相温度域に加熱された鋼素材は、ついで、熱延工程を施される。熱延工程では、鋼素材に圧延終了温度が８５０℃以上となる熱間圧延を施し、熱延板とし、４００℃以上６００℃未満の巻取温度で巻き取る。
　圧延終了温度が８５０℃未満では、表層組織が粗大化し、温間加工性が低下する。このため、圧延終了温度は８５０℃以上とすることが好ましい。なお、より好ましくは８８０~９４０℃である。
　圧延終了後、巻取温度：４００℃以上６００℃未満で巻き取る。巻取温度が４００℃未満では、マルテンサイト相が生成し、実質的にフェライト相単相の組織とすることができないうえ、合金炭化物が粗大化しやすく、微細炭化物が得られにくくなる。一方、巻取温度が６００℃以上では、バリアント選択した合金炭化物が鋼板中に生成し、所望の温間加工性を確保できなくなる。なお、好ましくは５５０℃未満、さらに好ましくは５３０℃以下である。
　なお、本発明範囲内の熱延条件であれば、熱延工程後には、微細な（１０ｎｍ未満）の合金炭化物の析出はほとんどなく、また、バリエント選択がない状態での分散析出も認められない。
　熱延工程後、熱延板は、酸洗等により、表面スケールを除去される。そして、その後、熱処理工程を施す。熱処理工程では、加熱温度：６５０~７５０℃で、好ましくは，保持時間：１０~３００ｓの間保持する熱処理を施されたのち、冷却される。冷却は、とくに限定する必要はないが、空冷、放冷とすることが好ましい。熱処理工程では、６５０~７５０℃での熱処理により所望の合金炭化物を析出させる。加熱温度が６５０℃未満では、合金炭化物の析出が遅く、所望の１０ｎｍ未満の合金炭化物の、バリエント選択のない状態での分散析出は認められない。また、ベイナイトが一部に残留することで、フェライト単相のマトリックスが得にくくなる。一方、７５０℃を超える高温では、析出が速く、粗大な合金炭化物となり、所望の高強度を確保できなくなる。また、組織の一部が、オーステナイトへ変態し、冷却後にフェライト＋マルテンサイト組織となる。
　なお、上記した熱処理は、加熱温度が重複すれば、温間プレス成形時の加熱処理で代用できる。本発明鋼板では、１０ｎｍ未満の合金炭化物は、成形加工後に析出するのではなく、温間プレス成形時の成形加工前までにすでに、析出している。
　なお、熱処理工程を施された鋼板は、さらに表面にめっき層を付着させる、めっき処理を施して、めっき鋼板としてもよい。めっき層としては、溶融亜鉛めっき層、電気亜鉛めっき層、溶融アルミめっき層等がいずれも、例示できる。
　なお、熱延板表面に、溶融亜鉛めっき層を形成する場合は、例えば、好ましくは連続溶融亜鉛めっきラインを利用して、上記した熱処理工程を施したのち、５００℃以下程度の所定の温度まで冷却し、引続いて、４７０℃程度の所定温度に保持された溶融亜鉛めっき浴中に連続的に浸漬する溶融亜鉛めっき処理を施し、溶融亜鉛めっき層を鋼板表面に形成してもよい。なお、連続溶融亜鉛めっきライン以外の、常用のめっきラインを利用してもなんら問題はない。また、例えば、所望の大きさに切断した鋼板１枚ごとに亜鉛を塗布しても問題はない。
　また、溶融亜鉛めっき処理後にさらに、通常の、めっき層の合金化処理を施して、合金化溶融亜鉛めっき層としてもなんら問題はない。
　以下、実施例に基づいて、さらに本発明を詳細に説明する。
　表１に示す組成の鋼素材（スラブ）に、表２に示す条件の、加熱温度、仕上圧延終了温度、巻取温度で、板厚：１．６ｍｍの熱延板とする熱延工程を施し、ついで酸洗して熱延板表面のスケールを除去したのち、表２に示す条件の加熱温度、保持時間、冷却条件の熱処理を行う、熱処理工程を施した。一部の熱延板では、上記した熱処理工程で室温まで冷却することなく、表２に示す冷却停止温度まで冷却し、引続き液温：４７０℃の溶融亜鉛めっき浴に浸漬する溶融亜鉛めっき処理を施し、あるいはさらに合金化処理（５２０℃）を施し、表面に溶融亜鉛めっき層、あるいは合金化溶融亜鉛めっき層を形成し、めっき板とした。なお、めっき付着量は、４５ｇ／ｍ２とした。
　得られた熱延板、あるいはめっき板から試験片を採取し、組織観察、引張試験を実施した。試験方法は、次のとおりである。
　（１）組織観察
　得られた鋼板から、組織観察用試験片を採取し、圧延方向と平行な断面（Ｌ断面）について、研磨し、ナイタール腐食して光学顕微鏡（倍率：４００倍）および走査型電子顕微鏡（倍率：５０００倍）で、組織を観察し、撮像し画像解析装置を用いて、種類の同定および各相の組織分率を測定した。さらに、鋼板から採取した薄膜を用いて、エネルギー分散型Ｘ線分光装置（ＥＤＸ）付き透過型電子顕微鏡により、マトリックス中に析出した析出物中に含まれる成分を分析し、析出物の種類（合金炭化物）を同定するとともに、析出物（合金炭化物）の大きさと、その分散状態を調査した。なお、分散状態は、バリアント選択なしの析出か、あるいはバリアント選択ありの析出か、で分類した。
　（２）引張試験
　得られた鋼板から、ＪＩＳ　Ｇ　０５６７に規定されるＩ型試験片（平行部幅：１０ｍｍ、ＧＬ：５０ｍｍ）を採取し、室温（２０℃）で、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１の規定に準拠して、引張試験を実施し、引張特性（降伏強さＹＳ、引張強さＴＳ、伸びＥｌ）を測定した。また、４００℃未満の試験温度（３００℃）で、ＪＩＳ　Ｇ　０５６７の規定に準拠して、引張試験を実施し、得られた荷重−伸び曲線から、全伸びとして引張開始から破断までの全伸びを、および、均一伸びとして引張開始から最高荷重を示す前までの変形量を求め、（均一伸び）／（全伸び）を算出した。
　また、得られた鋼板から、ＪＩＳ　Ｇ　０５６７に規定されるＩ型試験片（平行部幅：１０ｍｍ、ＧＬ：５０ｍｍ）を採取し、４００℃以上の試験温度（５００℃）で、ＪＩＳ　Ｇ　０５６７の規定に準拠して、高温引張試験を実施した。得られた荷重−伸び曲線から、均一伸びとして引張開始から最高荷重を示す前までの変形量と、局部伸びとして、最高荷重を示したのち破断までの変形量と、を求め、局部伸び／均一伸び、を算出した。なお、試験温度は、試験片の平行部中央に取り付けた熱電対で測定した値とし、引張速度：１０ｍｍ／ｍｉｎで行った。
　なお、４００℃未満の試験温度（３００℃）で行った引張試験で、均一伸び／全伸びが、４０％以上であり、かつ４００℃以上の試験温度（５００℃）で行った引張試験で、局部伸び／均一伸びが１．０超えである場合を、○として温間プレス成形性に優れると評価した。それ以外の場合には、×として温間プレス成形性に劣ると評価した。
　なお、得られた鋼板から、引張試験片を採取し、加熱温度：７００℃で、保持時間：３ｍｉｎ間保持したのち、加工せずに、空冷する、温間プレス成形の熱履歴をシミュレートし、室温で、引張試験を実施し、引張強さＴＳを測定し、温間プレス成形加熱による強度の変化をみた。
　得られた結果を表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　本発明例はいずれも、５９０ＭＰａ以上の高強度を有し、さらに４００℃未満の試験温度（３００℃）で行った引張試験で、（均一伸び）／（全伸び）が、４０％以上で、かつ４００℃以上の試験温度（５００℃）で行った引張試験で、（局部伸び）／（均一伸び）が１．０超えであり、温間プレス成形性に優れ、しかも、温間プレス成形時の加熱によって、大きな強度の変化は認められない。
　一方、本発明の範囲を外れる比較例は、４００℃未満の試験温度（３００℃）で行った引張試験で、（均一伸び）／（全伸び）が、４０％未満であるか、あるいは４００℃以上の試験温度（５００℃）で行った引張試験で、（局部伸び）／（均一伸び）が１．０以下であるかして、温間プレス成形性が低下しているか、あるいは温間プレス成形時の加熱によって、引張強度が大きく低下している。

Claims (7)

  1. 　引張強さ：５９０ＭＰａ以上の高強度を有する高強度鋼板であって、試験温度：４００℃以上で行った引張試験で得られた、最高荷重を示したのち破断までの変形量が、引張開始から該最高荷重を示す前までの変形量よりも大きく、かつ試験温度：４００℃未満で行った引張試験で得られた、引張開始から最高荷重を示す前までの変形量が、引張開始から破断までの全変形量に対する比率で４０％以上である引張特性と、フェライト相の面積率が９５％以上である実質的にフェライト相単相のマトリックスと該マトリックス中に大きさが１０ｎｍ未満の合金炭化物がバリアント選択のない状態で分散析出した組織と、を有することを特徴とする温間加工性に優れた高強度鋼板。
  2. 　質量％で、
    Ｃ：０．０１~０．２％、　　　　　　　　Ｓｉ：０．５％以下、
    Ｍｎ：２％以下、　　　　　　　　　　　　Ｐ：０．０３％以下、
    Ｓ：０．０１％以下、　　　　　　　　　　Ａｌ：０．０７％以下、
    Ｎ：０．０１％以下
    を含み、さらに、Ｔｉ：０．００５~０．３％、Ｎｂ：０．００５~０．６％、Ｖ：０．００５~１．０％、Ｍｏ：０．００５~０．５％、Ｗ：０．０１~１．０％、Ｂ：０．０００５~０．００４０％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有することを特徴とする請求項１に記載の高強度鋼板。
  3. 　前記高強度鋼板が、表面にめっき層を有することを特徴とする請求項１または２に記載の高強度鋼板。
  4. 　前記めっき層が、溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層であることを特徴とする請求項３に記載の高強度鋼板。
  5. 　質量％で、
    Ｃ：０．０１~０．２％、　　　　　　　　Ｓｉ：０．５％以下、
    Ｍｎ：２％以下、　　　　　　　　　　　　Ｐ：０．０３％以下、
    Ｓ：０．０１％以下、　　　　　　　　　　Ａｌ：０．０７％以下、
    Ｎ：０．０１％以下
    を含み、さらに、Ｔｉ：０．００５~０．３％、Ｎｂ：０．００５~０．６％、Ｖ：０．００５~１．０％、Ｍｏ：０．００５~０．５％、Ｗ：０．０１~１．０％、Ｂ：０．０００５~０．００４０％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材を、オーステナイト単相温度域に加熱したのち、仕上圧延終了温度：８６０℃以上とする熱間圧延を施し、巻取温度：４００℃以上６００℃未満で巻き取り、熱延板とする熱延工程と、ついで、該熱延板の表面スケールを除去したのち、該熱延板に６５０~７５０℃の温度域で熱処理を施す熱処理工程と、を順次施すことを特徴とする、引張強さ：５９０ＭＰａ以上を有し、温間加工性に優れた高強度鋼板の製造方法。
  6. 　前記熱処理工程を施された熱延板に、さらにめっき処理を施すことを特徴とする請求項５に記載の高強度鋼板の製造方法。
  7. 　前記熱処理工程に引続き、溶融亜鉛めっき処理、あるいはさらに合金化処理を施すことを特徴とする請求項５に記載の高強度鋼板の製造方法。
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