JP3253880B2 - 成形性と耐衝突特性に優れる熱延高張力鋼板およびその製造方法 - Google Patents
成形性と耐衝突特性に優れる熱延高張力鋼板およびその製造方法Info
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】この発明は、主として自動車
用部品で、高強度かつ高成形性が必要とされる部位の素
材として、さらには、自動車が走行中に万一衝突した場
合に優れた耐衝撃性（以下、単に「耐衝突特性」と略記
する）が求められる部位の素材として用いて好適な熱延
高張力鋼板およびその製造方法に関するものである。
用部品で、高強度かつ高成形性が必要とされる部位の素
材として、さらには、自動車が走行中に万一衝突した場
合に優れた耐衝撃性（以下、単に「耐衝突特性」と略記
する）が求められる部位の素材として用いて好適な熱延
高張力鋼板およびその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】最近、地球環境保全の機運が高まってき
たことを背景として、自動車からのCO 2 排出量の低減が
求められている。CO2 排出量低減のための具体的手段と
しては、自動車車体の計量化が有効であり、軽量化の方
法としては、鋼板の高強度化による板厚の低減が有効で
あると考えられている。さらに、最近の自動車車体の設
計思想に基づけば、単なる鋼板の高強度化のみでなく、
走行中に万一衝突した場合において、耐衝撃性に優れた
鋼板、すなわち高歪速度で変形した場合の吸収エネルギ
ーが高い鋼板の開発が、自動車の安全性の向上をもたら
すとともに、車体の軽量化の実現に有効に寄与するもの
として注目されている。一方、近年の部材のコストダウ
ン指向により、従来から用いられていた冷延鋼板に替え
て、3.0mm 以下といった板厚の熱延鋼板を採用しようと
する気運が高まりつつある。このような最近の状況か
ら、自動車の安全性向上とコストダウンの観点から、耐
衝突特性に優れる熱延高張力鋼板が開発が熱望されてい
る。
たことを背景として、自動車からのCO 2 排出量の低減が
求められている。CO2 排出量低減のための具体的手段と
しては、自動車車体の計量化が有効であり、軽量化の方
法としては、鋼板の高強度化による板厚の低減が有効で
あると考えられている。さらに、最近の自動車車体の設
計思想に基づけば、単なる鋼板の高強度化のみでなく、
走行中に万一衝突した場合において、耐衝撃性に優れた
鋼板、すなわち高歪速度で変形した場合の吸収エネルギ
ーが高い鋼板の開発が、自動車の安全性の向上をもたら
すとともに、車体の軽量化の実現に有効に寄与するもの
として注目されている。一方、近年の部材のコストダウ
ン指向により、従来から用いられていた冷延鋼板に替え
て、3.0mm 以下といった板厚の熱延鋼板を採用しようと
する気運が高まりつつある。このような最近の状況か
ら、自動車の安全性向上とコストダウンの観点から、耐
衝突特性に優れる熱延高張力鋼板が開発が熱望されてい
る。
【０００３】ところで、従来、自動車用鋼板の材質強化
は、フェライト単相組織では、主としてSi, Mn, Ｐとい
った置換型元素を添加することによる固溶強化、あるい
はNb,Ti といった炭窒化物形成元素を添加することによ
る析出強化による方法が一般的であった。例えば、特開
昭56−139654号公報等では、極低炭素鋼に加工性、時効
性を改善するためにTi、Nbを含有させ、さらにＰ等の強
化成分を加工性を害しない範囲で含有させて高強度化を
図った鋼板を提案している。また、例えば特開昭59−19
3221号公報には、極低炭素鋼にSiの添加によって高強度
化を図る方法の提案がなされている。また、特開昭60-5
2528号公報には、低炭素鋼を高温で焼鈍し、冷却後にマ
ルテンサイト相を析出させることにより、延性に優れた
高強度鋼板の製造方法が提案されている。
は、フェライト単相組織では、主としてSi, Mn, Ｐとい
った置換型元素を添加することによる固溶強化、あるい
はNb,Ti といった炭窒化物形成元素を添加することによ
る析出強化による方法が一般的であった。例えば、特開
昭56−139654号公報等では、極低炭素鋼に加工性、時効
性を改善するためにTi、Nbを含有させ、さらにＰ等の強
化成分を加工性を害しない範囲で含有させて高強度化を
図った鋼板を提案している。また、例えば特開昭59−19
3221号公報には、極低炭素鋼にSiの添加によって高強度
化を図る方法の提案がなされている。また、特開昭60-5
2528号公報には、低炭素鋼を高温で焼鈍し、冷却後にマ
ルテンサイト相を析出させることにより、延性に優れた
高強度鋼板の製造方法が提案されている。
【０００４】このようなフェライトとマルテンサイトの
２相組織鋼板は、一般に、Ａr3変態点以上の温度で熱間
圧延を終了し、フェライトが析出する温度まで急冷した
後空冷し、フェライトを十分に析出させ、残りのオース
テナイト相中に炭素を濃化させ、巻取り後にマルテンサ
イトに変態させて製造され、優れた成形性を有してい
る。
２相組織鋼板は、一般に、Ａr3変態点以上の温度で熱間
圧延を終了し、フェライトが析出する温度まで急冷した
後空冷し、フェライトを十分に析出させ、残りのオース
テナイト相中に炭素を濃化させ、巻取り後にマルテンサ
イトに変態させて製造され、優れた成形性を有してい
る。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】しかし、板厚が2.6mm
以下程度まで薄くなると、鋼板の温度低下速度が速くな
るので、熱間圧延終了温度をコイル全長にわたってＡr3
変態点以上に保つためには、通常、圧延速度を速くしな
ければならなかった。このため、上記薄物の熱延鋼板を
従来の技術で製造しても、フェライトを析出させるため
の空冷時間が短くなり、オーステナイト中の炭素濃化が
不十分となって、巻取り後にオーステナイトがベイナイ
トに変態するため、良好な強度−伸びバランスが得られ
ないないという問題があった。
以下程度まで薄くなると、鋼板の温度低下速度が速くな
るので、熱間圧延終了温度をコイル全長にわたってＡr3
変態点以上に保つためには、通常、圧延速度を速くしな
ければならなかった。このため、上記薄物の熱延鋼板を
従来の技術で製造しても、フェライトを析出させるため
の空冷時間が短くなり、オーステナイト中の炭素濃化が
不十分となって、巻取り後にオーステナイトがベイナイ
トに変態するため、良好な強度−伸びバランスが得られ
ないないという問題があった。
【０００６】また、上述したような従来から提案されて
いる方法で高強度化を図った鋼板は、自動車ボディの板
厚をある程度減少させることはできても、上記の耐衝突
特性を本質的に改善するものではなかった。なぜなら、
これらの提案は、鋼板強度の指標である降伏強度あるい
は引張強度を、歪速度が10-3〜10-2(sec-1) と極めて遅
い、いわゆる静的な評価方法のみに基づいて求めてい
る。これに対し、実際の自動車ボディの設計では、この
ような静的な強度よりもむしろ、衝突時の安全性を考慮
した、歪速度が10〜104 (sec-1) の衝撃的な変形を伴
う、いわゆる動的な評価方法に基づく強度の方が重要と
なるからである。従って、静的強度のみに着目して開発
されている、上述した従来の各提案は、自動車車体の軽
量化に対して根本的な指標たり得ないという問題があっ
た。
いる方法で高強度化を図った鋼板は、自動車ボディの板
厚をある程度減少させることはできても、上記の耐衝突
特性を本質的に改善するものではなかった。なぜなら、
これらの提案は、鋼板強度の指標である降伏強度あるい
は引張強度を、歪速度が10-3〜10-2(sec-1) と極めて遅
い、いわゆる静的な評価方法のみに基づいて求めてい
る。これに対し、実際の自動車ボディの設計では、この
ような静的な強度よりもむしろ、衝突時の安全性を考慮
した、歪速度が10〜104 (sec-1) の衝撃的な変形を伴
う、いわゆる動的な評価方法に基づく強度の方が重要と
なるからである。従って、静的強度のみに着目して開発
されている、上述した従来の各提案は、自動車車体の軽
量化に対して根本的な指標たり得ないという問題があっ
た。
【０００７】なお、特開平7-90482 号公報には鋼板の耐
衝撃性を向上させることを目的として、マルテンサイト
とフェライトの２相組織鋼板が提案されている。しか
し、このフェライトとマルテンサイトの２相組織鋼板
は、比較的優れた耐衝突特性を有するものの、今日の自
動車メーカーが要求している、より一層高レベルの特性
を満たすまでには至っていないのが現状である。
衝撃性を向上させることを目的として、マルテンサイト
とフェライトの２相組織鋼板が提案されている。しか
し、このフェライトとマルテンサイトの２相組織鋼板
は、比較的優れた耐衝突特性を有するものの、今日の自
動車メーカーが要求している、より一層高レベルの特性
を満たすまでには至っていないのが現状である。
【０００８】そこで、本発明の目的は、従来の熱延鋼板
よりもさらに優れた、成形性と耐衝突特性を具えた熱延
高張力鋼板を提供することにある。本発明の具体的な目
的は、引張強さ 490〜980MPa、降伏比（＝降伏強さ／引
張強さ）75％以下、全伸び25％以上であり、歪速度2000
sec-1の引張変形における、真歪0.3までの吸収エネルギ
ーが250MJ／m3以上の特性を有する、成形性と耐衝突特
性に優れる薄物の熱延高張力鋼板を提供することにあ
る。本発明の他の目的は、上記特性を具えた熱延高張力
鋼板を、板厚0.8mmまでは安定して得るための製造方法
を提供することにある。
よりもさらに優れた、成形性と耐衝突特性を具えた熱延
高張力鋼板を提供することにある。本発明の具体的な目
的は、引張強さ 490〜980MPa、降伏比（＝降伏強さ／引
張強さ）75％以下、全伸び25％以上であり、歪速度2000
sec-1の引張変形における、真歪0.3までの吸収エネルギ
ーが250MJ／m3以上の特性を有する、成形性と耐衝突特
性に優れる薄物の熱延高張力鋼板を提供することにあ
る。本発明の他の目的は、上記特性を具えた熱延高張力
鋼板を、板厚0.8mmまでは安定して得るための製造方法
を提供することにある。
【０００９】
【課題を解決するための手段】発明者らは、フェライト
とマルテンサイトとからなる２相組織鋼を基本にして、
上掲の目的の実現に向け鋭意研究した結果、金属組織、
化学組成のほか、熱間圧延、圧延後の冷却、巻き取りな
どの製造条件を適正に制御することにより、成形性と耐
衝突特性が従来よりも一段と優れた熱延高張力鋼板を製
造することができ、しかも、これらの特性を、板厚 0.8
mm以上の薄物で、安定して得ることが可能になることを
知見し、本発明に想到した。すなわち、本発明は、下記
の内容を要旨構成とするものである。
とマルテンサイトとからなる２相組織鋼を基本にして、
上掲の目的の実現に向け鋭意研究した結果、金属組織、
化学組成のほか、熱間圧延、圧延後の冷却、巻き取りな
どの製造条件を適正に制御することにより、成形性と耐
衝突特性が従来よりも一段と優れた熱延高張力鋼板を製
造することができ、しかも、これらの特性を、板厚 0.8
mm以上の薄物で、安定して得ることが可能になることを
知見し、本発明に想到した。すなわち、本発明は、下記
の内容を要旨構成とするものである。
【００１０】(1)Ｃ：0.02〜0.2wt％、Si：0.1〜1.5wt
％、Mn：0.5〜3.0wt％、Ｓ：0.010wt％以下を含み、か
つ、Ｐ：0.03〜0.15wt％、Cr：0.1〜2.0wt％、Mo：0.1
〜1.0wt％から選ばれる１種または２種以上を含有し、
残部はFeおよび不可避的不純物からなり、平均粒径10μ
m以下のフェライト相が体積率で80〜97％を占め、残部
は平均直径がフェライト平均粒径の0.2〜1.5倍であるマ
ルテンサイトを主体とする第２相からなり、歪速度2000
(sec -1 )で引張変形を行ったときの真歪0.3までの吸収エ
ネルギーが250MJ／m 3 以上であることを特徴とする、成
形性と耐衝突特性に優れる熱延高張力鋼板。
％、Mn：0.5〜3.0wt％、Ｓ：0.010wt％以下を含み、か
つ、Ｐ：0.03〜0.15wt％、Cr：0.1〜2.0wt％、Mo：0.1
〜1.0wt％から選ばれる１種または２種以上を含有し、
残部はFeおよび不可避的不純物からなり、平均粒径10μ
m以下のフェライト相が体積率で80〜97％を占め、残部
は平均直径がフェライト平均粒径の0.2〜1.5倍であるマ
ルテンサイトを主体とする第２相からなり、歪速度2000
(sec -1 )で引張変形を行ったときの真歪0.3までの吸収エ
ネルギーが250MJ／m 3 以上であることを特徴とする、成
形性と耐衝突特性に優れる熱延高張力鋼板。
【００１１】(2)上記(1)に記載の熱延鋼板の製造にあた
り、Ｃ：0.02〜0.2wt％、Si：0.1〜1.5wt％、Mn：0.5〜
3.0wt％、Ｓ：0.010wt％以下を含み、かつ、Ｐ：0.03〜
0.15wt％、Cr：0.1〜2.0wt％、Mo：0.1〜1.0wt％から選
ばれる１種または２種以上を含有し、残部はFeおよび不
可避的不純物の成分組成になる鋼素材を、Ａr3変態点以
上で熱間圧延を終了し、その後0.1〜5.0秒の間に、冷却
を開始して、50℃／sec以上の冷却速度で620〜800℃ま
で冷却し、0.5〜15sec間空冷し、次いで30℃／sec以上
の冷却速度で、300〜600℃まで冷却し、巻き取ることを
特徴とする、成形性と耐衝突特性に優れる熱延高張力鋼
板の製造方法。
り、Ｃ：0.02〜0.2wt％、Si：0.1〜1.5wt％、Mn：0.5〜
3.0wt％、Ｓ：0.010wt％以下を含み、かつ、Ｐ：0.03〜
0.15wt％、Cr：0.1〜2.0wt％、Mo：0.1〜1.0wt％から選
ばれる１種または２種以上を含有し、残部はFeおよび不
可避的不純物の成分組成になる鋼素材を、Ａr3変態点以
上で熱間圧延を終了し、その後0.1〜5.0秒の間に、冷却
を開始して、50℃／sec以上の冷却速度で620〜800℃ま
で冷却し、0.5〜15sec間空冷し、次いで30℃／sec以上
の冷却速度で、300〜600℃まで冷却し、巻き取ることを
特徴とする、成形性と耐衝突特性に優れる熱延高張力鋼
板の製造方法。
【００１２】
【発明の実施の形態】はじめに、本発明が目標とする材
料特性について説明する。 ・引張強さ： 490〜980 MPa 、降伏比（＝降伏強さ／引
張強さ）：75％以下、全伸び：25％以上 引張強さが490MPa以上で、降伏比が75％を超えると、プ
レス成形時のスプリングバックが大きくなり、安定した
プレス製品を製造できなくなるため、降伏比は75％以下
とすることが必要である。また、鋼板の全伸びが25％未
満であると、プレス成形時に割れが生じやすくなるの
で、全伸びは25％以上が必要である。なお、引張強さの
上限を980 MPa とするのは、980 MPa を超えると自動車
の衝突時に、鋼板が衝突エネルギーの吸収を行いにくく
なり、大きな衝撃がキャビン中の乗客に伝わるからであ
る。
料特性について説明する。 ・引張強さ： 490〜980 MPa 、降伏比（＝降伏強さ／引
張強さ）：75％以下、全伸び：25％以上 引張強さが490MPa以上で、降伏比が75％を超えると、プ
レス成形時のスプリングバックが大きくなり、安定した
プレス製品を製造できなくなるため、降伏比は75％以下
とすることが必要である。また、鋼板の全伸びが25％未
満であると、プレス成形時に割れが生じやすくなるの
で、全伸びは25％以上が必要である。なお、引張強さの
上限を980 MPa とするのは、980 MPa を超えると自動車
の衝突時に、鋼板が衝突エネルギーの吸収を行いにくく
なり、大きな衝撃がキャビン中の乗客に伝わるからであ
る。
【００１３】 歪速度2000(sec-1)の引張変形で、真歪0.3までの吸収エ
ネルギー：250MJ／m3以上 自動車の衝突時の部材の変形の歪速度は2000(sec-1)に
達し、変形量が真歪で0.3までの吸収エネルギーが衝突
特性の指標として重要である。研究の結果、鋼板の高強
度化により、強度の面では自動車用鋼板の薄肉化が可能
になったとしても、上記の吸収エネルギーが250MJ／m3
未満であると、自動車の衝突試験で十分な耐衝突特性が
得られないことがわかった。よって、上記条件における
吸収エネルギーは250MJ／m3以上必要である。
ネルギー：250MJ／m3以上 自動車の衝突時の部材の変形の歪速度は2000(sec-1)に
達し、変形量が真歪で0.3までの吸収エネルギーが衝突
特性の指標として重要である。研究の結果、鋼板の高強
度化により、強度の面では自動車用鋼板の薄肉化が可能
になったとしても、上記の吸収エネルギーが250MJ／m3
未満であると、自動車の衝突試験で十分な耐衝突特性が
得られないことがわかった。よって、上記条件における
吸収エネルギーは250MJ／m3以上必要である。
【００１４】次に、この発明において、鋼の化学成分、
組織、製造条件等を要旨構成のとおりに限定した理由を
説明する。 Ｃ：0.02〜0.2 wt％ Ｃは、２相組織中のマルテンサイトの強度と体積分率を
高めるために必要な成分である。Ｃ量が0.02wt％未満で
は十分な量の炭化物およびマルテンサイトを主相とする
第２相が得られない。一方、0.2 wt％を超えるとフェラ
イト中に固溶Ｃが存在し、成形性を阻害する。よって、
Ｃの含有量を0.02〜0.2 wt％とする。
組織、製造条件等を要旨構成のとおりに限定した理由を
説明する。 Ｃ：0.02〜0.2 wt％ Ｃは、２相組織中のマルテンサイトの強度と体積分率を
高めるために必要な成分である。Ｃ量が0.02wt％未満で
は十分な量の炭化物およびマルテンサイトを主相とする
第２相が得られない。一方、0.2 wt％を超えるとフェラ
イト中に固溶Ｃが存在し、成形性を阻害する。よって、
Ｃの含有量を0.02〜0.2 wt％とする。
【００１５】Si：0.1 〜1.5 wt％ Siは、フェライト中の固溶Ｃをオーステナイト中に濃化
させ、鋼の焼き入れ性を向上させると共に、フェライト
の純度を高めることにより鋼板の成形性を向上させる作
用を有する。この作用は、0.1 wt％以上の添加で現われ
るが、1.5 wt％を超えて含有させた場合には、熱延板の
表面性状および表面処理性が顕著に劣化する。したがっ
て、Siの含有量は0.1 〜1.5 wt％、好ましくは 0.3〜1.
2 wt％とする。
させ、鋼の焼き入れ性を向上させると共に、フェライト
の純度を高めることにより鋼板の成形性を向上させる作
用を有する。この作用は、0.1 wt％以上の添加で現われ
るが、1.5 wt％を超えて含有させた場合には、熱延板の
表面性状および表面処理性が顕著に劣化する。したがっ
て、Siの含有量は0.1 〜1.5 wt％、好ましくは 0.3〜1.
2 wt％とする。
【００１６】Mn：0.5 〜3.0 wt％ Mnは、オーステナイト安定化型元素であり、0.5 wt％未
満では、焼き入れ性が低下し、２相組織が得られにくく
なる。また、3.0 wt％を超えると、鋼板が硬化し、成形
性が低下する。従ってMn含有量は、0.5 〜3.0 wt％、好
ましくは 0.7〜2.0 wt％とする。
満では、焼き入れ性が低下し、２相組織が得られにくく
なる。また、3.0 wt％を超えると、鋼板が硬化し、成形
性が低下する。従ってMn含有量は、0.5 〜3.0 wt％、好
ましくは 0.7〜2.0 wt％とする。
【００１７】Ｓ：0.010 wt％以下 Ｓは、その量を低減させることにより、鋼中の析出物が
減少して加工性の向上に寄与する。このような効果は、
Ｓ量を0.010 wt％以下に制限することにより得られる。
減少して加工性の向上に寄与する。このような効果は、
Ｓ量を0.010 wt％以下に制限することにより得られる。
【００１８】Ｐ：0.03〜0.15wt％ Ｐは、マルテンサイト生成の臨界冷却速度を小さくする
作用を有しているが、この効果は0.03wt％以上の添加に
より現れる。一方、0.15wt％を超えて含有させると、鋼
板が硬化して成形性が低下し、また表面処理性も劣化す
る。したがって、Ｐの含有量は0.03〜0.15wt％とする。
作用を有しているが、この効果は0.03wt％以上の添加に
より現れる。一方、0.15wt％を超えて含有させると、鋼
板が硬化して成形性が低下し、また表面処理性も劣化す
る。したがって、Ｐの含有量は0.03〜0.15wt％とする。
【００１９】Cr：0.1 〜2.0 wt％ Crは、マルテンサイト生成の臨界冷却速度を小さくする
作用を有しているが、その効果は0.1 wt％以上の添加で
現れる。一方、2.0 wt％を超えて含有させるとその効果
は飽和し、製造コストも高くなる。従って、Crの含有量
は0.1 〜2.0 wt％とする。
作用を有しているが、その効果は0.1 wt％以上の添加で
現れる。一方、2.0 wt％を超えて含有させるとその効果
は飽和し、製造コストも高くなる。従って、Crの含有量
は0.1 〜2.0 wt％とする。
【００２０】Mo：0.1 〜1.0 wt％ Moは、マルテンサイト生成の臨界冷却速度を小さくする
作用を有しているが、その効果は0.1 wt％以上の添加で
現れる。一方、1.0 wt％を超えて含有させるとその効果
は飽和し、製造コストも高くなる。従って、Moの含有量
は0.1 〜1.0 wt％とする。
作用を有しているが、その効果は0.1 wt％以上の添加で
現れる。一方、1.0 wt％を超えて含有させるとその効果
は飽和し、製造コストも高くなる。従って、Moの含有量
は0.1 〜1.0 wt％とする。
【００２１】本発明における熱延高張力鋼板は、前述し
たように、フェライトとマルテンサイトを主体とする第
２相からなる２相組織であり、このうち平均粒径10μｍ
以下のフェライト相が体積率で80〜97％を占め、残部は
平均直径がフェライト平均粒径の 0.2〜1.5 倍であるマ
ルテンサイトを主体とする第２相とする必要がある。と
いうのは、フェライト相の体積率が80％未満では、硬質
第２相が増加するため、降伏比75％以下を達成できなく
なり、一方、97％を超えると、逆に、硬質第２相が少な
くなり、図１に示すように、高速変形時の吸収エネルギ
ーを低下させるからである。また、第２相はマルテンサ
イトを主体とする必要があり、第２相の少なくとも50％
はマルテンサイトである必要がある。これは、第２相相
中のオーステナイトまたはベイナイトが多くなり、マル
テンサイトが50％未満になると、高速変形時の吸収エネ
ルギーが低下するからである。さらに、フェライト相の
平均粒径を10μｍ以下および第２相であるマルテンサイ
ト相の平均直径をフェライト平均粒径の 0.2〜1.5 倍と
するのは、この範囲を外れると、図２に示すように、高
速変形時の吸収エネルギーが低下するからである。
たように、フェライトとマルテンサイトを主体とする第
２相からなる２相組織であり、このうち平均粒径10μｍ
以下のフェライト相が体積率で80〜97％を占め、残部は
平均直径がフェライト平均粒径の 0.2〜1.5 倍であるマ
ルテンサイトを主体とする第２相とする必要がある。と
いうのは、フェライト相の体積率が80％未満では、硬質
第２相が増加するため、降伏比75％以下を達成できなく
なり、一方、97％を超えると、逆に、硬質第２相が少な
くなり、図１に示すように、高速変形時の吸収エネルギ
ーを低下させるからである。また、第２相はマルテンサ
イトを主体とする必要があり、第２相の少なくとも50％
はマルテンサイトである必要がある。これは、第２相相
中のオーステナイトまたはベイナイトが多くなり、マル
テンサイトが50％未満になると、高速変形時の吸収エネ
ルギーが低下するからである。さらに、フェライト相の
平均粒径を10μｍ以下および第２相であるマルテンサイ
ト相の平均直径をフェライト平均粒径の 0.2〜1.5 倍と
するのは、この範囲を外れると、図２に示すように、高
速変形時の吸収エネルギーが低下するからである。
【００２２】本発明による熱延高張力鋼板は、鋼素材
（スラブ）を常法により加熱し、粗圧延および仕上げ圧
延よりなる連続熱間圧延を行い、コイルに巻き取り、必
要に応じて、酸洗による脱スケールを行って製造され
る。これらの製造工程において、本発明では、とくに、
熱間圧延のあと巻き取りまでの冷却条件の制御が重要で
ある。すなわち、Ａr3変態点以上で熱間圧延を終了後、
その後0.1 〜5.0 秒の間に、冷却を開始して、50℃／se
c 以上の冷却速度で620〜800 ℃まで冷却（１次強制冷
却）し、その後0.5 〜15sec 間空冷し、次いで30℃／se
c 以上の冷却速度で、 300〜 600℃まで冷却（２次強制
冷却）し、巻き取る必要がある。以下にその理由を説明
する。
（スラブ）を常法により加熱し、粗圧延および仕上げ圧
延よりなる連続熱間圧延を行い、コイルに巻き取り、必
要に応じて、酸洗による脱スケールを行って製造され
る。これらの製造工程において、本発明では、とくに、
熱間圧延のあと巻き取りまでの冷却条件の制御が重要で
ある。すなわち、Ａr3変態点以上で熱間圧延を終了後、
その後0.1 〜5.0 秒の間に、冷却を開始して、50℃／se
c 以上の冷却速度で620〜800 ℃まで冷却（１次強制冷
却）し、その後0.5 〜15sec 間空冷し、次いで30℃／se
c 以上の冷却速度で、 300〜 600℃まで冷却（２次強制
冷却）し、巻き取る必要がある。以下にその理由を説明
する。
【００２３】・熱間圧延終了温度：Ａr3変態点以上 熱間圧延をＡr3変態点以下で行うと、熱延板中のフェラ
イトに歪みが蓄積され、成形性が著しく低下するからで
ある。
イトに歪みが蓄積され、成形性が著しく低下するからで
ある。
【００２４】・熱間圧延後の冷却と巻き取り 熱間圧延後0.1 〜5.0 秒の間に、50℃／sec 以上で冷却
（「１次強制冷却」とする）を開始するのは、熱間圧延
終了後冷却までの経過時間が、0.1 秒未満では、圧延終
了温度の制御が難しくなり、一方、5.0 秒を超えると、
オーステナイト粒の粗大化によりフェライト変態の遅延
を招き、その結果オーステナイト中への炭素の濃化が阻
害され、第２相がパーライトやベイナイトに変態し、成
形性と耐衝突特性の低下を招くからである。また、冷却
速度が50℃／sec 未満では、フェライト粒の核生成速度
が低下し、フェライト変態が遅延し、その結果オーステ
ナイト中への炭素の濃化が阻害されるため、第２相がパ
ーライトやベイナイト変態し、成形性と耐衝突特性の低
下を招くからである。特に、板厚の薄い熱延鋼板で安定
した材質を得るためには、この温度範囲における冷却速
度の増加が最も効果的である。
（「１次強制冷却」とする）を開始するのは、熱間圧延
終了後冷却までの経過時間が、0.1 秒未満では、圧延終
了温度の制御が難しくなり、一方、5.0 秒を超えると、
オーステナイト粒の粗大化によりフェライト変態の遅延
を招き、その結果オーステナイト中への炭素の濃化が阻
害され、第２相がパーライトやベイナイトに変態し、成
形性と耐衝突特性の低下を招くからである。また、冷却
速度が50℃／sec 未満では、フェライト粒の核生成速度
が低下し、フェライト変態が遅延し、その結果オーステ
ナイト中への炭素の濃化が阻害されるため、第２相がパ
ーライトやベイナイト変態し、成形性と耐衝突特性の低
下を招くからである。特に、板厚の薄い熱延鋼板で安定
した材質を得るためには、この温度範囲における冷却速
度の増加が最も効果的である。
【００２５】この１次強制冷却を 620〜800 ℃まで行う
のは、冷却終了時の温度が800 ℃を超えた場合には、フ
ェライト変態速度が遅いため、マルテンサイトを主相と
する第２相が得られなくなり、成形性が劣化するからで
ある。また、冷却終了時の温度が620 ℃未満になると、
オーステナイトから、パーライト変態が開始し、マルテ
ンサイトを主相とする第２相が得られず、成形性、耐衝
突特性が劣化するからである。
のは、冷却終了時の温度が800 ℃を超えた場合には、フ
ェライト変態速度が遅いため、マルテンサイトを主相と
する第２相が得られなくなり、成形性が劣化するからで
ある。また、冷却終了時の温度が620 ℃未満になると、
オーステナイトから、パーライト変態が開始し、マルテ
ンサイトを主相とする第２相が得られず、成形性、耐衝
突特性が劣化するからである。
【００２６】次いで、0.5 〜15sec の時間空冷するの
は、空冷時間が0.5sec未満では、フェライト変態する時
間が短いため、マルテンサイトを主相とする第２相が得
られず、成形性が劣化するからであり、一方、15秒を超
えると、フェライト粒が粗大化して、耐衝突特性を低下
させるからである。
は、空冷時間が0.5sec未満では、フェライト変態する時
間が短いため、マルテンサイトを主相とする第２相が得
られず、成形性が劣化するからであり、一方、15秒を超
えると、フェライト粒が粗大化して、耐衝突特性を低下
させるからである。
【００２７】上記空冷を挟んで、30℃／sec 以上の速度
で、 300〜 600℃℃まで２次強制冷却を行うのは、冷却
速度が30℃／sec 未満もしくは冷却停止温度が600 ℃を
超えると、オーステナイトがパーライト変態もしくはベ
イナイト変態を開始し、マルテンサイトが主相の第２相
が得られなくなり、成形性が劣化するからである。ま
た、冷却停止温度が300 ℃未満になると、フェライト中
に固溶Ｃが残存し、伸びが劣化するからである。
で、 300〜 600℃℃まで２次強制冷却を行うのは、冷却
速度が30℃／sec 未満もしくは冷却停止温度が600 ℃を
超えると、オーステナイトがパーライト変態もしくはベ
イナイト変態を開始し、マルテンサイトが主相の第２相
が得られなくなり、成形性が劣化するからである。ま
た、冷却停止温度が300 ℃未満になると、フェライト中
に固溶Ｃが残存し、伸びが劣化するからである。
【００２８】なお、以上の説明では、専ら自動車用の用
途に用いる場合について述べたが、本発明による技術
は、高歪速度下での強度を要求される他の用途にも同様
に有効であることはいうまでもない。
途に用いる場合について述べたが、本発明による技術
は、高歪速度下での強度を要求される他の用途にも同様
に有効であることはいうまでもない。
【００２９】
【実施例】表１に示す化学組成の鋼を、転炉にて溶製し
た。これらのスラブを、表１に示す各条件で、熱間圧
延、冷却ののち、コイルに巻き取り、板厚1.0 〜3.0 mm
の熱延高張力鋼板を製造した。得られた鋼板について、
コイル長手方向の中央の位置から供試材を採取して、光
学顕微鏡により構成組織と結晶粒径を調査するととも
に、第２相の体積率を求めた。第２相の体積率は、画像
処理により第１相および第２相の数と平均直径を求め、
平均直径を下式により３次元の直径に換算し、第１相お
よび第２相の数、平均３次元直径より体積率を求めた。 Ｄ＝1.128 Ｌ ただしＤ：平均直径（２次元）、Ｌ：平均３次元直径 また、通常の歪速度での引張試験により引張特性、歪速
度2000(sec-1) で引張変形を行ったときの真歪 0.3まで
の吸収エネルギーを測定した。これらの結果を表２に示
す。図３は、得られた結果から、降伏比と全伸びの関係
を、また図４、図５、図６は、１次強制冷却速度と、そ
れぞれ降伏比、全伸び、高速変形時の吸収エネルギーと
の関係を示したものである。
た。これらのスラブを、表１に示す各条件で、熱間圧
延、冷却ののち、コイルに巻き取り、板厚1.0 〜3.0 mm
の熱延高張力鋼板を製造した。得られた鋼板について、
コイル長手方向の中央の位置から供試材を採取して、光
学顕微鏡により構成組織と結晶粒径を調査するととも
に、第２相の体積率を求めた。第２相の体積率は、画像
処理により第１相および第２相の数と平均直径を求め、
平均直径を下式により３次元の直径に換算し、第１相お
よび第２相の数、平均３次元直径より体積率を求めた。 Ｄ＝1.128 Ｌ ただしＤ：平均直径（２次元）、Ｌ：平均３次元直径 また、通常の歪速度での引張試験により引張特性、歪速
度2000(sec-1) で引張変形を行ったときの真歪 0.3まで
の吸収エネルギーを測定した。これらの結果を表２に示
す。図３は、得られた結果から、降伏比と全伸びの関係
を、また図４、図５、図６は、１次強制冷却速度と、そ
れぞれ降伏比、全伸び、高速変形時の吸収エネルギーと
の関係を示したものである。
【００３０】
【表１】
【００３１】
【表２】
【００３２】以上の試験結果から、本発明では、いずれ
も、所定の粒径を有するフェライト−マルテンサイトの
２相組織鋼板となり、良好な成形性と耐衝突特性を具え
ていることがわかる。その特性は、表２に示す結果から
明らかなように、引張強さ 490〜980 MPa 、降伏比（降
伏強さ／引張強さ）75％以下、全伸び25％以上、歪速度
2000 sec-1で引張変形を行ったときの真歪 0.3までの吸
収エネルギーが250 MJ／ｍ3 以上という優れた特性を有
している。なお、コイル長手方向の先・尾端の位置から
も、同様な供試材を採取して試験したが、各特性値は、
表２に示す値の±２％以内の範囲にあり、コイル長手方
向にも安定した特性を示していた。
も、所定の粒径を有するフェライト−マルテンサイトの
２相組織鋼板となり、良好な成形性と耐衝突特性を具え
ていることがわかる。その特性は、表２に示す結果から
明らかなように、引張強さ 490〜980 MPa 、降伏比（降
伏強さ／引張強さ）75％以下、全伸び25％以上、歪速度
2000 sec-1で引張変形を行ったときの真歪 0.3までの吸
収エネルギーが250 MJ／ｍ3 以上という優れた特性を有
している。なお、コイル長手方向の先・尾端の位置から
も、同様な供試材を採取して試験したが、各特性値は、
表２に示す値の±２％以内の範囲にあり、コイル長手方
向にも安定した特性を示していた。
【００３３】
【発明の効果】以上説明したように、本発明によれば、
化学組成、金属組織を適正に制御した２相組織にするこ
とによって、従来よりも一段と優れた、成形性と耐衝突
特性を具える薄物の熱延高張力鋼板を提供することが可
能となる。しかも本発明によれば、この鋼板を、板厚0.
8 mmまではコイル長手方向に安定した材質を維持したま
ま製造可能となる。したがって、本発明に従う熱延高張
力鋼板を自動車用に適用することによって、プレス成形
性を損なうことなく、自動車車体の軽量化と安全性の向
上を、一層経済的に達成することが可能になる。
化学組成、金属組織を適正に制御した２相組織にするこ
とによって、従来よりも一段と優れた、成形性と耐衝突
特性を具える薄物の熱延高張力鋼板を提供することが可
能となる。しかも本発明によれば、この鋼板を、板厚0.
8 mmまではコイル長手方向に安定した材質を維持したま
ま製造可能となる。したがって、本発明に従う熱延高張
力鋼板を自動車用に適用することによって、プレス成形
性を損なうことなく、自動車車体の軽量化と安全性の向
上を、一層経済的に達成することが可能になる。
【図１】第２相の体積分率と高歪速度変形時における吸
収エネルギーとの関係を示すグラフである。
収エネルギーとの関係を示すグラフである。
【図２】（第２相の直径）／（フェライトの粒径）と高
歪速度変形時における吸収エネルギーとの関係を示すグ
ラフである。
歪速度変形時における吸収エネルギーとの関係を示すグ
ラフである。
【図３】降伏比と全伸びとの関係を示すグラフである。
【図４】降伏比に及ぼす１次冷却速度の影響を示すグラ
フである。
フである。
【図５】全伸びに及ぼす１次冷却速度の影響を示すグラ
フである。
フである。
【図６】高歪速度変形時における吸収エネルギーに及ぼ
す１次冷却速度の影響を示すグラフである。
す１次冷却速度の影響を示すグラフである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 小原 隆史 千葉県千葉市中央区川崎町１番地 川崎 製鉄株式会社技術研究所内 (72)発明者 金本 規生 千葉県千葉市中央区川崎町１番地 川崎 製鉄株式会社千葉製鉄所内 (72)発明者 片岡 圀彦 千葉県千葉市中央区川崎町１番地 川崎 製鉄株式会社千葉製鉄所内 (56)参考文献 特開 昭59−74217（ＪＰ，Ａ) 特開 平８−3677（ＪＰ，Ａ) 特開 昭48−48314（ＪＰ，Ａ) 特開 平７−252591（ＪＰ，Ａ) 特開 平８−188847（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−337026（ＪＰ，Ａ) 特開 平８−176723（ＪＰ，Ａ) 特開 平９−316596（ＪＰ，Ａ) 特開 平９−111396（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 38/00 - 38/60 C21D 9/46 - 9/48
Claims (2)
- 【請求項１】 Ｃ：0.02〜0.2wt％、 Si：0.1〜1.5wt％、 Mn：0.5〜3.0wt％、 Ｓ：0.010wt％以下 を含み、かつ、 Ｐ：0.03〜0.15wt％、 Cr：0.1〜2.0wt％、 Mo：0.1〜1.0wt％ から選ばれる１種または２種以上を含有し、残部はFeお
よび不可避的不純物からなり、平均粒径10μm以下のフ
ェライト相が体積率で80〜97％を占め、残部は平均直径
がフェライト平均粒径の0.2〜1.5倍であるマルテンサイ
トを主体とする第２相からなり、歪速度2000(sec -1 )で
引張変形を行ったときの真歪0.3までの吸収エネルギー
が250MJ／m 3 以上であることを特徴とする、成形性と耐
衝突特性に優れる熱延高張力鋼板。 - 【請求項２】請求項１記載の熱延鋼板の製造にあたり、 Ｃ：0.02〜0.2wt％、 Si：0.1〜1.5wt％、 Mn：0.5〜3.0wt％、 Ｓ：0.010wt％以下 を含み、かつ、 Ｐ：0.03〜0.15wt％、 Cr：0.1〜2.0wt％、 Mo：0.1〜1.0wt％ から選ばれる１種または２種以上を含有し、残部はFeお
よび不可避的不純物の成分組成になる鋼素材を、Ａr3変
態点以上で熱間圧延を終了し、その後0.1〜5.0秒の間
に、冷却を開始して、50℃／sec以上の冷却速度で620〜
800℃まで冷却し、0.5〜15sec間空冷し、次いで30℃／s
ec以上の冷却速度で、300〜600℃まで冷却し、巻き取る
ことを特徴とする、成形性と耐衝突特性に優れる熱延高
張力鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP34923896A JP3253880B2 (ja) | 1996-12-27 | 1996-12-27 | 成形性と耐衝突特性に優れる熱延高張力鋼板およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP34923896A JP3253880B2 (ja) | 1996-12-27 | 1996-12-27 | 成形性と耐衝突特性に優れる熱延高張力鋼板およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH10195588A JPH10195588A (ja) | 1998-07-28 |
| JP3253880B2 true JP3253880B2 (ja) | 2002-02-04 |
Family
ID=18402421
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP34923896A Expired - Fee Related JP3253880B2 (ja) | 1996-12-27 | 1996-12-27 | 成形性と耐衝突特性に優れる熱延高張力鋼板およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3253880B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2005019487A1 (ja) | 2003-08-26 | 2005-03-03 | Jfe Steel Corporation | 高張力冷延鋼板およびその製造方法 |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2000080435A (ja) | 1998-08-31 | 2000-03-21 | Japan Science & Technology Corp | 高強度ｐ添加鋼とその製造方法 |
| DE19911287C1 (de) * | 1999-03-13 | 2000-08-31 | Thyssenkrupp Stahl Ag | Verfahren zum Erzeugen eines Warmbandes |
| JP4543471B2 (ja) * | 2000-01-14 | 2010-09-15 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 板形状および加工性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法 |
| ATE490349T1 (de) * | 1999-09-29 | 2010-12-15 | Jfe Steel Corp | Stahlblech und verfahren zu dessen herstellung |
| JP4783965B2 (ja) * | 2000-06-21 | 2011-09-28 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 熱延鋼板の製造方法 |
| JP2002173738A (ja) * | 2000-12-06 | 2002-06-21 | Nkk Corp | 高加工性高張力熱延鋼板 |
| JP4577999B2 (ja) * | 2001-01-25 | 2010-11-10 | 新日本製鐵株式会社 | 低Ｃ−Ｍｎ系超微細粒鋼とその製造方法 |
| JP4062961B2 (ja) * | 2001-06-07 | 2008-03-19 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 耐型かじり性および耐疲労特性に優れた高張力熱延鋼板およびその製造方法 |
| JP4470701B2 (ja) * | 2004-01-29 | 2010-06-02 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 加工性および表面性状に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法 |
| JP4408386B2 (ja) * | 2004-04-19 | 2010-02-03 | 新日本製鐵株式会社 | 結晶粒の微細な複合組織高張力鋼 |
| JP4539484B2 (ja) * | 2005-08-03 | 2010-09-08 | 住友金属工業株式会社 | 高強度熱延鋼板及びその製造方法 |
| CN1330785C (zh) * | 2005-12-27 | 2007-08-08 | 东北大学 | 一种抗拉强度1000MPa级复相钢板及制造方法 |
| CN100348767C (zh) * | 2005-12-27 | 2007-11-14 | 东北大学 | 一种抗拉强度715～795MPa级双相钢板及制造方法 |
| JP5167918B2 (ja) * | 2008-04-10 | 2013-03-21 | 新日鐵住金株式会社 | 衝突エネルギー吸収能に優れたバルバスバウ |
| JP5594226B2 (ja) * | 2011-05-18 | 2014-09-24 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高炭素薄鋼板およびその製造方法 |
-
1996
- 1996-12-27 JP JP34923896A patent/JP3253880B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2005019487A1 (ja) | 2003-08-26 | 2005-03-03 | Jfe Steel Corporation | 高張力冷延鋼板およびその製造方法 |
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|---|---|
| JPH10195588A (ja) | 1998-07-28 |
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