JPH09241788A - 耐衝撃性に優れる高張力鋼板およびその製造方法 - Google Patents
耐衝撃性に優れる高張力鋼板およびその製造方法Info
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- JPH09241788A JPH09241788A JP4624596A JP4624596A JPH09241788A JP H09241788 A JPH09241788 A JP H09241788A JP 4624596 A JP4624596 A JP 4624596A JP 4624596 A JP4624596 A JP 4624596A JP H09241788 A JPH09241788 A JP H09241788A
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- Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
- Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
- Y02P10/00—Technologies related to metal processing
- Y02P10/20—Recycling
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【課題】鋼板の変形量が３０％での動的吸収エネルギー
が２３０ＭＪ／ｍ3 以上で、かつ破断までの動的吸収エ
ネルギーが３８０ＭＪ／ｍ3 以上の鋼板を得る。 【解決手段】合金成分をＣ ：０．０５〜０．６ｗｔ
％、Ｓｉ：０．１〜２．５ｗｔ％、Ｍｎ：０．５〜３．
０ｗｔ％、Ｓ ：０．０１０ｗｔ％以下、Ｎ ：０．０
０２〜０．０８ｗｔ％に限定し、残留オーステナイトの
体積率が３．０〜４０％とし、さらに残留オーステナイ
ト中の固溶Ｃ量Ｃγを限定する。
が２３０ＭＪ／ｍ3 以上で、かつ破断までの動的吸収エ
ネルギーが３８０ＭＪ／ｍ3 以上の鋼板を得る。 【解決手段】合金成分をＣ ：０．０５〜０．６ｗｔ
％、Ｓｉ：０．１〜２．５ｗｔ％、Ｍｎ：０．５〜３．
０ｗｔ％、Ｓ ：０．０１０ｗｔ％以下、Ｎ ：０．０
０２〜０．０８ｗｔ％に限定し、残留オーステナイトの
体積率が３．０〜４０％とし、さらに残留オーステナイ
ト中の固溶Ｃ量Ｃγを限定する。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、主として自動車用
部品として、自動車が走行中に万一衝突した場合に優れ
た耐衝撃性が求められる部位の素材に好適な耐衝撃性に
優れる高張力鋼板およびその製造方法に関する。
部品として、自動車が走行中に万一衝突した場合に優れ
た耐衝撃性が求められる部位の素材に好適な耐衝撃性に
優れる高張力鋼板およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】最近、地球環境保全の機運が高まったこ
とを背景として、自動車からのＣＯ2排出量の低減、す
なわち自動車車体の軽量化の手段として、鋼板の高強度
化による鋼板厚の低減が有効と考えられている。さらに
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優れた耐衝
撃性が得られる鋼板、すなわち高歪速度で変形した場合
に、より高い変形抵抗を有する鋼板の開発が、自動車の
安全性の向上に伴った車体の軽量化実現に、最も有効に
寄与するとして注目されている。
とを背景として、自動車からのＣＯ2排出量の低減、す
なわち自動車車体の軽量化の手段として、鋼板の高強度
化による鋼板厚の低減が有効と考えられている。さらに
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優れた耐衝
撃性が得られる鋼板、すなわち高歪速度で変形した場合
に、より高い変形抵抗を有する鋼板の開発が、自動車の
安全性の向上に伴った車体の軽量化実現に、最も有効に
寄与するとして注目されている。
【０００３】従来、自動車鋼板の材質強化は、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
元素添加による固溶強化あるいはＮｂ、Ｔｉといった炭
窒化物を形成しやすい元素を添加することによる析出強
化といった方法が一般的である。例えば特開昭５６−１
３９６５４号公報等に記載があるように、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
有させ高強度化を図った鋼板が数多く提案されている。
この他には例えば特開昭５９−１９３２２１号公報に
は、Ｓｉ添加によってさらに高強度化を図る方法の提案
がされている。また、特開昭６０−５２５２８号公報に
は低炭素鋼を高温で焼鈍して冷却後にマルテンサイト相
を析出させて延性に優れた高強度鋼の製造方法が提案さ
れている。
ト単相組織では主としてＳｉ、Ｍｎ、Ｐといった置換型
元素添加による固溶強化あるいはＮｂ、Ｔｉといった炭
窒化物を形成しやすい元素を添加することによる析出強
化といった方法が一般的である。例えば特開昭５６−１
３９６５４号公報等に記載があるように、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
有させ高強度化を図った鋼板が数多く提案されている。
この他には例えば特開昭５９−１９３２２１号公報に
は、Ｓｉ添加によってさらに高強度化を図る方法の提案
がされている。また、特開昭６０−５２５２８号公報に
は低炭素鋼を高温で焼鈍して冷却後にマルテンサイト相
を析出させて延性に優れた高強度鋼の製造方法が提案さ
れている。
【０００４】このような方法での鋼板の高強度化によっ
て、ある程度自動車ボディの板厚減少が可能となるが、
上述のごとく本質的な効果を得ることができない。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
張強度は、歪速度が１０-3〜１０-2（ｓ-1）と極めて遅
い静的な評価方法に基づいている。しかし実際の自動車
ボディの設計では、このような静的な強度よりも衝突時
の安全性を考慮した、歪速度１０〜１０4 （ｓ-1）での
衝撃的な変形を伴う動的な強度が重要であるため、従来
のこのような提案は自動車車体の軽量化には根本的に有
効ではない。
て、ある程度自動車ボディの板厚減少が可能となるが、
上述のごとく本質的な効果を得ることができない。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
張強度は、歪速度が１０-3〜１０-2（ｓ-1）と極めて遅
い静的な評価方法に基づいている。しかし実際の自動車
ボディの設計では、このような静的な強度よりも衝突時
の安全性を考慮した、歪速度１０〜１０4 （ｓ-1）での
衝撃的な変形を伴う動的な強度が重要であるため、従来
のこのような提案は自動車車体の軽量化には根本的に有
効ではない。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明では、従来検討
されなかった、高歪速度下での耐衝撃強度にも優れた鋼
板、具体的には、鋼板の変形量が３０％での動的吸収エ
ネルギーが２３０ＭＪ／ｍ3 以上で、かつ破断までの動
的吸収エネルギーが３８０ＭＪ／ｍ3 以上の鋼板の開発
を目的とする。この条件を満たす高張力鋼板であれば、
軟鋼板と同等以上の強度の歪速度依存性を示し、この鋼
板を使用することによって自動車車体の安全性向上が伴
う軽量化を実現することがで可能であるからである。
されなかった、高歪速度下での耐衝撃強度にも優れた鋼
板、具体的には、鋼板の変形量が３０％での動的吸収エ
ネルギーが２３０ＭＪ／ｍ3 以上で、かつ破断までの動
的吸収エネルギーが３８０ＭＪ／ｍ3 以上の鋼板の開発
を目的とする。この条件を満たす高張力鋼板であれば、
軟鋼板と同等以上の強度の歪速度依存性を示し、この鋼
板を使用することによって自動車車体の安全性向上が伴
う軽量化を実現することがで可能であるからである。
【０００６】なお、動的吸収エネルギーとは歪速度１０
3 ／ｓの変形速度での応力−歪曲線から、応力をある変
形量（３０％もしくは破断）まで歪みで積分した値であ
る。
3 ／ｓの変形速度での応力−歪曲線から、応力をある変
形量（３０％もしくは破断）まで歪みで積分した値であ
る。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、動的吸収
エネルギーにおよぼす化学組成と製造条件の影響を詳細
に検討し、課題を解決する手段を明らかにすることがで
きた。すなわち本発明は、 Ｃ ：０．０５〜０．６ｗｔ％、 Ｓｉ：０．１〜２．５ｗｔ％、 Ｍｎ：０．５〜３．０ｗｔ％、 Ｓ ：０．０１０ｗｔ％以下、 Ｎ ：０．００２〜０．０８ｗｔ％以下、 を含有し、場合により Ｐ ：０．０１〜０．１５ｗｔ％以下、 Ａｌ：０．１〜１．５ｗｔ％以下、 Ｃｒ：０．０１〜１．５ｗｔ％以下、 Ｍｏ：０．０５〜０．６ｗｔ％以下、 のうち１種類以上の元素を含有し、残部はＦｅおよび不
可避的不純物からなる成分組成を有し、かつ残留オース
テナイトが体積率で３．０％以上４０％未満であり、さ
らに残留オーステナイト中の固溶Ｃ量Ｃγが （５３０−８０＊［Ｍｎ％］）／３６０≦Ｃγ≦（５７
０−８０＊［Ｍｎ％］）／３６０ であることを特徴とする耐衝撃性に優れる高張力鋼板を
提供する。また、Ｃ ：０．０５〜０．６ｗｔ％、 Ｓｉ：０．１〜２．５ｗｔ％、 Ｍｎ：０．５〜３．０ｗｔ％、 Ｓ ：０．０１０ｗｔ％以下、 Ｎ ：０．００２〜０．０８ｗｔ％を含有し、場合によ
り Ｐ ：０．０１〜０．１５ｗｔ％以下、 Ａｌ：０．１〜１．５ｗｔ％以下、 Ｃｒ：０．０１〜１．５ｗｔ％以下、 Ｍｏ：０．０５〜０．６ｗｔ％以下、のうち１種類以上
の元素を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物から
なる成分組成を有する鋼素材を粗圧延を行った後、Ａｒ
3 変態点以上で仕上圧延を行い、冷却速度３０℃／ｓ以
上で７００℃以上７５０℃以下に冷却し、その後６２０
℃以上６７０℃以下まで冷却し、さらに４５０℃以下に
３０℃以上で冷却し、コイルに巻き取ることを特徴とす
る耐衝撃性に優れる高張力熱延鋼板の製造方法を提供す
る。
エネルギーにおよぼす化学組成と製造条件の影響を詳細
に検討し、課題を解決する手段を明らかにすることがで
きた。すなわち本発明は、 Ｃ ：０．０５〜０．６ｗｔ％、 Ｓｉ：０．１〜２．５ｗｔ％、 Ｍｎ：０．５〜３．０ｗｔ％、 Ｓ ：０．０１０ｗｔ％以下、 Ｎ ：０．００２〜０．０８ｗｔ％以下、 を含有し、場合により Ｐ ：０．０１〜０．１５ｗｔ％以下、 Ａｌ：０．１〜１．５ｗｔ％以下、 Ｃｒ：０．０１〜１．５ｗｔ％以下、 Ｍｏ：０．０５〜０．６ｗｔ％以下、 のうち１種類以上の元素を含有し、残部はＦｅおよび不
可避的不純物からなる成分組成を有し、かつ残留オース
テナイトが体積率で３．０％以上４０％未満であり、さ
らに残留オーステナイト中の固溶Ｃ量Ｃγが （５３０−８０＊［Ｍｎ％］）／３６０≦Ｃγ≦（５７
０−８０＊［Ｍｎ％］）／３６０ であることを特徴とする耐衝撃性に優れる高張力鋼板を
提供する。また、Ｃ ：０．０５〜０．６ｗｔ％、 Ｓｉ：０．１〜２．５ｗｔ％、 Ｍｎ：０．５〜３．０ｗｔ％、 Ｓ ：０．０１０ｗｔ％以下、 Ｎ ：０．００２〜０．０８ｗｔ％を含有し、場合によ
り Ｐ ：０．０１〜０．１５ｗｔ％以下、 Ａｌ：０．１〜１．５ｗｔ％以下、 Ｃｒ：０．０１〜１．５ｗｔ％以下、 Ｍｏ：０．０５〜０．６ｗｔ％以下、のうち１種類以上
の元素を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物から
なる成分組成を有する鋼素材を粗圧延を行った後、Ａｒ
3 変態点以上で仕上圧延を行い、冷却速度３０℃／ｓ以
上で７００℃以上７５０℃以下に冷却し、その後６２０
℃以上６７０℃以下まで冷却し、さらに４５０℃以下に
３０℃以上で冷却し、コイルに巻き取ることを特徴とす
る耐衝撃性に優れる高張力熱延鋼板の製造方法を提供す
る。
【０００８】さらに、 Ｃ ：０．０５〜０．６ｗｔ％、 Ｓｉ：０．１〜２．５ｗｔ％、 Ｍｎ：０．５〜３．０ｗｔ％、 Ｓ ：０．０１０ｗｔ％以下、 Ｎ ：０．００２〜０．０８ｗｔ％以下、を含有し、場
合により Ｐ ：０．０１〜０．１５ｗｔ％以下、 Ａｌ：０．１〜１．５ｗｔ％以下、 Ｃｒ：０．０１〜１．５ｗｔ％以下、 Ｍｏ：０．０５〜０．６ｗｔ％以下、のうち１種類以上
の元素を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物から
なる成分組成を有する熱延鋼板を、冷間圧延し、（Ａｃ
3-１００）℃以上（Ａｃ 3＋５０）℃以下に５秒以上加
熱し、３０℃／ｓ以上で３００℃以上５００℃以下に冷
却し、９０秒以下の保持を行い室温まで冷却することを
特徴とする耐衝撃性に優れる高張力熱延鋼板の製造方法
を提供する。
合により Ｐ ：０．０１〜０．１５ｗｔ％以下、 Ａｌ：０．１〜１．５ｗｔ％以下、 Ｃｒ：０．０１〜１．５ｗｔ％以下、 Ｍｏ：０．０５〜０．６ｗｔ％以下、のうち１種類以上
の元素を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物から
なる成分組成を有する熱延鋼板を、冷間圧延し、（Ａｃ
3-１００）℃以上（Ａｃ 3＋５０）℃以下に５秒以上加
熱し、３０℃／ｓ以上で３００℃以上５００℃以下に冷
却し、９０秒以下の保持を行い室温まで冷却することを
特徴とする耐衝撃性に優れる高張力熱延鋼板の製造方法
を提供する。
【０００９】
【発明の実施の形態】本発明者らは、Ｓｉ，Ｍｎ、場合
によりＰ，ＣｒもしくはＭｏを含有させた残留オーステ
ナイト鋼の動的降伏応力におよぼす冶金学的要因の影響
を検討した結果、詳細な機構は不明だが、変形量が３０
％での動的吸収エネルギーが２３０ＭＪ／ｍ3 以上でか
つ破断までの動的吸収エネルギーが３８０ＭＪ／ｍ3 以
上を達成するために、残留オーステナイトが体積率で
３．０％以上４０％未満であり、さらに残留オーステナ
イト中の固溶Ｃ量Ｃγが （５３０−８０＊［Ｍｎ％］）／３６０≦Ｃγ≦（５７
０−８０＊［Ｍｎ％］）／３６０ であることが必要であるという知見を得た。
によりＰ，ＣｒもしくはＭｏを含有させた残留オーステ
ナイト鋼の動的降伏応力におよぼす冶金学的要因の影響
を検討した結果、詳細な機構は不明だが、変形量が３０
％での動的吸収エネルギーが２３０ＭＪ／ｍ3 以上でか
つ破断までの動的吸収エネルギーが３８０ＭＪ／ｍ3 以
上を達成するために、残留オーステナイトが体積率で
３．０％以上４０％未満であり、さらに残留オーステナ
イト中の固溶Ｃ量Ｃγが （５３０−８０＊［Ｍｎ％］）／３６０≦Ｃγ≦（５７
０−８０＊［Ｍｎ％］）／３６０ であることが必要であるという知見を得た。
【００１０】以下、この発明の限定理由を説明する。 （ａ）Ｃ：０．０５〜０．６ｗｔ％：残留オーステナイ
トを室温で組織中に存在させるために不可欠である。
０．０５ｗｔ％以下では十分な量の残留オーステナイト
が得られない。０．６ｗｔ％以上であると動的特性を低
下させるパーライトの析出を促進させるため、０．６ｗ
ｔ％以下とする。
トを室温で組織中に存在させるために不可欠である。
０．０５ｗｔ％以下では十分な量の残留オーステナイト
が得られない。０．６ｗｔ％以上であると動的特性を低
下させるパーライトの析出を促進させるため、０．６ｗ
ｔ％以下とする。
【００１１】（ｂ）Ｓｉ：０．１〜２．５ｗｔ％：Ｓｉ
は、Ｃをフェライトから掃き出し、オーステナイト中に
濃化させる効果がある。０．１ｗｔ％未満だとオーステ
ナイト中にＣを濃化させる効果が小さいため室温で必要
量の残留オーステナイトが得られない。しかし、２．５
ｗｔ％を超えて含有させた場合には熱延板が顕著に硬化
し、成形性が非常に低下する。また、冷延母板とする場
合にも冷延工程に大きな困難をきたす。表面処理性も顕
著に劣化する。したがってＳｉの含有量の上限を２．５
ｗｔ％とした。
は、Ｃをフェライトから掃き出し、オーステナイト中に
濃化させる効果がある。０．１ｗｔ％未満だとオーステ
ナイト中にＣを濃化させる効果が小さいため室温で必要
量の残留オーステナイトが得られない。しかし、２．５
ｗｔ％を超えて含有させた場合には熱延板が顕著に硬化
し、成形性が非常に低下する。また、冷延母板とする場
合にも冷延工程に大きな困難をきたす。表面処理性も顕
著に劣化する。したがってＳｉの含有量の上限を２．５
ｗｔ％とした。
【００１２】（ｃ）Ｍｎ：０．５〜３．０ｗｔ％：Ｍｎ
は、オーステナイト安定化型元素であり、０．５ｗｔ％
以下であるとオーステナイトを室温で得にくくなる。ま
た、３．０ｗｔ％を超えると、熱延鋼板が著しく硬化す
る結果、成形性が著しく低下し、冷延母板とする場合に
も冷延工程で大きな困難をきたす。従ってＭｎ含有量
は、０．５〜３．０ｗｔ％の範囲に限定した。
は、オーステナイト安定化型元素であり、０．５ｗｔ％
以下であるとオーステナイトを室温で得にくくなる。ま
た、３．０ｗｔ％を超えると、熱延鋼板が著しく硬化す
る結果、成形性が著しく低下し、冷延母板とする場合に
も冷延工程で大きな困難をきたす。従ってＭｎ含有量
は、０．５〜３．０ｗｔ％の範囲に限定した。
【００１３】（ｄ）Ｓ：０．０１０ｗｔ％以下：Ｓ量を
低減することにより、鋼中の析出物が減少して加工性が
向上することに寄与する。このような効果は、Ｓ量を
０．０１０ｗｔ％以下とすることで得られる。 （ｅ）Ｎ：０．００２〜０．０８ｗｔ％：Ｎはオーステ
ナイト安定化元素であり、オーステナイトを室温で得や
すくなる。その効果は０．００２ｗｔ％以上で現れる。
０．０８ｗｔ％を超えると鋼素材のスラブの表面性状が
悪くなるので上限を０．０８ｗｔ％とした。好ましくは
０．００８ｗｔ％以上である。
低減することにより、鋼中の析出物が減少して加工性が
向上することに寄与する。このような効果は、Ｓ量を
０．０１０ｗｔ％以下とすることで得られる。 （ｅ）Ｎ：０．００２〜０．０８ｗｔ％：Ｎはオーステ
ナイト安定化元素であり、オーステナイトを室温で得や
すくなる。その効果は０．００２ｗｔ％以上で現れる。
０．０８ｗｔ％を超えると鋼素材のスラブの表面性状が
悪くなるので上限を０．０８ｗｔ％とした。好ましくは
０．００８ｗｔ％以上である。
【００１４】また、オーステナイトを室温で得やすくす
るために、以下の元素の添加が好ましい。 （ｆ）Ｐ：０．０１〜０．１５ｗｔ％：Ｐは、オーステ
ナイトを安定化し、オーステナイトを室温で得やすくな
る。その効果は０．０１ｗｔ％以上で現れる。また、
０．１５ｗｔ％を超えて含有させた場合には、熱延板が
顕著に硬化し、成形性が低下し、冷延母板とする場合に
も冷延工程で大きな困難をきたす。また表面処理性も顕
著に劣化する。したがってＰの含有量を０．０１〜０．
１５ｗｔ％とした。
るために、以下の元素の添加が好ましい。 （ｆ）Ｐ：０．０１〜０．１５ｗｔ％：Ｐは、オーステ
ナイトを安定化し、オーステナイトを室温で得やすくな
る。その効果は０．０１ｗｔ％以上で現れる。また、
０．１５ｗｔ％を超えて含有させた場合には、熱延板が
顕著に硬化し、成形性が低下し、冷延母板とする場合に
も冷延工程で大きな困難をきたす。また表面処理性も顕
著に劣化する。したがってＰの含有量を０．０１〜０．
１５ｗｔ％とした。
【００１５】（ｇ）Ａｌ：０．１〜１．５ｗｔ％：Ａｌ
は、セメンタイト析出を遅らせ、Ｃをフェライトから掃
き出し、オーステナイト中に濃化させる効果がある。
０．１ｗｔ％未満だとオーステナイト中にＣを濃化させ
る効果が小さいため室温で必要量の残留オーステナイト
が得られない。しかし、１．５ｗｔ％を超えて含有させ
た場合には製造コストが著しく上昇し、また鋼板の顕著
な脆化をまねく。従ってＡｌの含有量の上限を１．５ｗ
ｔ％とした。
は、セメンタイト析出を遅らせ、Ｃをフェライトから掃
き出し、オーステナイト中に濃化させる効果がある。
０．１ｗｔ％未満だとオーステナイト中にＣを濃化させ
る効果が小さいため室温で必要量の残留オーステナイト
が得られない。しかし、１．５ｗｔ％を超えて含有させ
た場合には製造コストが著しく上昇し、また鋼板の顕著
な脆化をまねく。従ってＡｌの含有量の上限を１．５ｗ
ｔ％とした。
【００１６】（ｈ）Ｃｒ：０．０１〜１．５ｗｔ％：Ｃ
ｒは室温でオーステナイトを、得やすくする。その効果
は０．０１ｗｔ％以上で現れる。また、１．５ｗｔ％を
超えると、製造コストが非常に高くなる。従って、Ｃｒ
の含有量を０．０１〜１．５ｗｔ％とした。 （ｉ）Ｍｏ：０．０５〜０．６ｗｔ％：Ｍｏは室温でオ
ーステナイトを、得やすくする。その効果は０．０５ｗ
ｔ％以上で現れる。また、０．６ｗｔ％を超えると、製
造コストが非常に高くなる。従って、Ｍｏの含有量を
０．０５〜０．６ｗｔ％とした。
ｒは室温でオーステナイトを、得やすくする。その効果
は０．０１ｗｔ％以上で現れる。また、１．５ｗｔ％を
超えると、製造コストが非常に高くなる。従って、Ｃｒ
の含有量を０．０１〜１．５ｗｔ％とした。 （ｉ）Ｍｏ：０．０５〜０．６ｗｔ％：Ｍｏは室温でオ
ーステナイトを、得やすくする。その効果は０．０５ｗ
ｔ％以上で現れる。また、０．６ｗｔ％を超えると、製
造コストが非常に高くなる。従って、Ｍｏの含有量を
０．０５〜０．６ｗｔ％とした。
【００１７】（ｊ）残留オーステナイトが体積率で３．
０％以上４０％未満；残留オーステナイトの体積率が３
％未満では自動車の耐衝突安全性を確保するために十分
な動的吸収エネルギーが得られない。また、４０％以上
では、動的強度が余り大きくなく、自動車の耐衝突安全
性を確保するために重要な３０％歪みまでの吸収エネル
ギーが十分でない。従って、残留オーステナイトの体積
率を３％以上４０％以下とした。
０％以上４０％未満；残留オーステナイトの体積率が３
％未満では自動車の耐衝突安全性を確保するために十分
な動的吸収エネルギーが得られない。また、４０％以上
では、動的強度が余り大きくなく、自動車の耐衝突安全
性を確保するために重要な３０％歪みまでの吸収エネル
ギーが十分でない。従って、残留オーステナイトの体積
率を３％以上４０％以下とした。
【００１８】（ｋ）残留オーステナイト中の固溶Ｃ量Ｃ
γ：残留オーステナイト中の固溶Ｃ量Ｃγが （５３０−８０＊［Ｍｎ％］）／３６０≦Ｃγ≦（５７
０−８０＊［Ｍｎ％］）／３６０ Ｃγが（５３０−８０＊［Ｍｎ％］）／３６０よりも小
さいと、衝突時の均一伸びが小さく、破断までの動的吸
収エネルギーが十分でない。また、Ｃγが（５７０−８
０＊［Ｍｎ％］）／３６０より大きいと、残留オーステ
ナイトが十分安定になり変形初期にマルテンサイト変態
せず、動的強度が不十分となり自動車の耐衝突安全性を
確保するために十分な動的吸収エネルギーが得られな
い。
γ：残留オーステナイト中の固溶Ｃ量Ｃγが （５３０−８０＊［Ｍｎ％］）／３６０≦Ｃγ≦（５７
０−８０＊［Ｍｎ％］）／３６０ Ｃγが（５３０−８０＊［Ｍｎ％］）／３６０よりも小
さいと、衝突時の均一伸びが小さく、破断までの動的吸
収エネルギーが十分でない。また、Ｃγが（５７０−８
０＊［Ｍｎ％］）／３６０より大きいと、残留オーステ
ナイトが十分安定になり変形初期にマルテンサイト変態
せず、動的強度が不十分となり自動車の耐衝突安全性を
確保するために十分な動的吸収エネルギーが得られな
い。
【００１９】以下に、本発明の鋼板を熱延にて得るため
の条件を示す。 （ｌ）鋼素材を粗圧延を行い、Ａｒ3 変態点以上で仕上
圧延を行う：仕上圧延温度がＡｒ3 変態点以下では、フ
ェライト域圧延となり、組織が粗大化するため、耐衝撃
性に良好な組織が得られない。 （ｍ）冷却速度３０℃／ｓ以上で７００℃以上７５０℃
以下に冷却し、６２０℃以上６７０℃以下まで空冷：冷
却速度が３０℃／ｓ未満もしくは冷却停止温度が上７５
０℃を超えているとオーステナイトからのパーライト変
態がおこり、残留オーステナイトを３％以上含む組織が
得られない。また、その他の条件はオーステナイト中に
オーステナイト安定化型元素を濃縮させるために必要
で、この条件以外ではオーステナイトを３％以上得るこ
とができない。
の条件を示す。 （ｌ）鋼素材を粗圧延を行い、Ａｒ3 変態点以上で仕上
圧延を行う：仕上圧延温度がＡｒ3 変態点以下では、フ
ェライト域圧延となり、組織が粗大化するため、耐衝撃
性に良好な組織が得られない。 （ｍ）冷却速度３０℃／ｓ以上で７００℃以上７５０℃
以下に冷却し、６２０℃以上６７０℃以下まで空冷：冷
却速度が３０℃／ｓ未満もしくは冷却停止温度が上７５
０℃を超えているとオーステナイトからのパーライト変
態がおこり、残留オーステナイトを３％以上含む組織が
得られない。また、その他の条件はオーステナイト中に
オーステナイト安定化型元素を濃縮させるために必要
で、この条件以外ではオーステナイトを３％以上得るこ
とができない。
【００２０】（ｎ）４５０℃以下に３０℃／ｓ以上で冷
却し、コイルに巻き取る：オーステナイト中に炭素を濃
縮する処理で、この条件で残留オーステナイト中の固溶
Ｃ量Ｃγを（５３０−８０＊［Ｍｎ％］）／３６０≦Ｃ
γ≦（５７０−８０＊［Ｍｎ％］）／３６０とすること
ができる。
却し、コイルに巻き取る：オーステナイト中に炭素を濃
縮する処理で、この条件で残留オーステナイト中の固溶
Ｃ量Ｃγを（５３０−８０＊［Ｍｎ％］）／３６０≦Ｃ
γ≦（５７０−８０＊［Ｍｎ％］）／３６０とすること
ができる。
【００２１】以下に、本発明の鋼板を冷延の後焼鈍によ
って得るための条件を示す。ここに出発材となる熱延鋼
板の製造条件、冷延条件はとくに規定を要しない。 （ｏ）（Ａｃ3 −１００）℃以上（Ａｃ3 ＋５０）℃以
下に５秒以上加熱する：（Ａｃ3 −１００）℃未満だと
オーステナイトの量が少なく、室温で３％以上のオース
テナイトを得ることができない。（Ａｃ3 ＋５０）℃を
超えるとオーステナイト結晶粒径が大きくなり、固溶炭
素とオーステナイト安定型化元素が濃化しにくくなり、
室温で（５３０−８０＊［Ｍｎ％］）／３６０≦Ｃγ≦
（５７０−８０＊［Ｍｎ％］）／３６０のオーステナイ
トを３％得られなくなる。
って得るための条件を示す。ここに出発材となる熱延鋼
板の製造条件、冷延条件はとくに規定を要しない。 （ｏ）（Ａｃ3 −１００）℃以上（Ａｃ3 ＋５０）℃以
下に５秒以上加熱する：（Ａｃ3 −１００）℃未満だと
オーステナイトの量が少なく、室温で３％以上のオース
テナイトを得ることができない。（Ａｃ3 ＋５０）℃を
超えるとオーステナイト結晶粒径が大きくなり、固溶炭
素とオーステナイト安定型化元素が濃化しにくくなり、
室温で（５３０−８０＊［Ｍｎ％］）／３６０≦Ｃγ≦
（５７０−８０＊［Ｍｎ％］）／３６０のオーステナイ
トを３％得られなくなる。
【００２２】（ｐ）３０℃／ｓ以上で３００℃以上５０
０℃以下に冷却し、９０秒以下の保持を行い室温まで冷
却：３０℃／ｓ未満の速度で冷却するもしくは冷却停止
温度が５００℃を超えるとパーライトが析出して、オー
ステナイト中への固溶Ｃの濃化を阻害する。３００℃未
満に冷却するとベーナイト変態が起こりにくく、オース
テナイト中への固溶Ｃの濃化を阻害する。保持時間が９
０秒を超えると固溶Ｃが濃化し過ぎて十分な動的吸収エ
ネルギーが得られない。
０℃以下に冷却し、９０秒以下の保持を行い室温まで冷
却：３０℃／ｓ未満の速度で冷却するもしくは冷却停止
温度が５００℃を超えるとパーライトが析出して、オー
ステナイト中への固溶Ｃの濃化を阻害する。３００℃未
満に冷却するとベーナイト変態が起こりにくく、オース
テナイト中への固溶Ｃの濃化を阻害する。保持時間が９
０秒を超えると固溶Ｃが濃化し過ぎて十分な動的吸収エ
ネルギーが得られない。
【００２３】なお、本発明は、熱延鋼板、冷延鋼板のみ
ならずこれらを素材とした表面処理鋼板に対しても同じ
ように、動的吸収エネルギーの向上の効果を付与でき
る。また、本発明の鋼板及びその製造方法は自動車用鋼
板を対象として説明したが、これに限定されるものでは
なく、同様に高歪速度下での強度を要求される用途に有
効であることはいうまでもない。
ならずこれらを素材とした表面処理鋼板に対しても同じ
ように、動的吸収エネルギーの向上の効果を付与でき
る。また、本発明の鋼板及びその製造方法は自動車用鋼
板を対象として説明したが、これに限定されるものでは
なく、同様に高歪速度下での強度を要求される用途に有
効であることはいうまでもない。
【００２４】
【実施例】表１に示す種々の化学組成の鋼を、転炉にて
溶製した。これら鋼素材を、粗圧延を行った後、表２に
示す仕上圧延温度Ｔ1 、冷却速度Ｃ1 、空冷開始温度Ｔ
2、急冷開始温度Ｔ3 、冷却速度Ｃ2 、巻取温度Ｔ4 の
条件で熱延・冷却し、コイルに巻き取り、厚み３ｍｍの
熱延鋼板を製造した。表２中の記号Ｔ1 、Ｔ2 、Ｔ 3 、
Ｔ4 、Ｃ1 、Ｃ2 は図３の温度曲線に示す通りである。
溶製した。これら鋼素材を、粗圧延を行った後、表２に
示す仕上圧延温度Ｔ1 、冷却速度Ｃ1 、空冷開始温度Ｔ
2、急冷開始温度Ｔ3 、冷却速度Ｃ2 、巻取温度Ｔ4 の
条件で熱延・冷却し、コイルに巻き取り、厚み３ｍｍの
熱延鋼板を製造した。表２中の記号Ｔ1 、Ｔ2 、Ｔ 3 、
Ｔ4 、Ｃ1 、Ｃ2 は図３の温度曲線に示す通りである。
【００２５】また上記転炉で溶製した熱延鋼板を冷間圧
延し、表３に示す加熱温度Ｔ5 にｔ 1 ｓｅｃ加熱し、同
じく表３に示す冷却速度Ｃ3 、保持温度Ｔ6 、保持時間
ｔ2の条件で冷却・保持を行い室温まで冷却して冷延鋼
板を製造した。表３中の記号Ｔ5 、ｔ1 、Ｔ6 、ｔ2 、
Ｃ3 は図４の温度曲線に示す通りである。これらの鋼板
を引張試験により静的（歪速度１０-2ｓ-1）と動的（歪
速度１０ 3 ｓ-1）での降伏強度および動的吸収エネルギ
ーを測定した。結果を表４に示す。なおＣγは精密Ｘ線
回折測定で残留オーステナイトの格子定数Ａγを測定
し、下式（西山善次「マルテンサイト（基礎編）」によ
る）より求めた。
延し、表３に示す加熱温度Ｔ5 にｔ 1 ｓｅｃ加熱し、同
じく表３に示す冷却速度Ｃ3 、保持温度Ｔ6 、保持時間
ｔ2の条件で冷却・保持を行い室温まで冷却して冷延鋼
板を製造した。表３中の記号Ｔ5 、ｔ1 、Ｔ6 、ｔ2 、
Ｃ3 は図４の温度曲線に示す通りである。これらの鋼板
を引張試験により静的（歪速度１０-2ｓ-1）と動的（歪
速度１０ 3 ｓ-1）での降伏強度および動的吸収エネルギ
ーを測定した。結果を表４に示す。なおＣγは精密Ｘ線
回折測定で残留オーステナイトの格子定数Ａγを測定
し、下式（西山善次「マルテンサイト（基礎編）」によ
る）より求めた。
【００２６】Ａγ（１０-10 ｍ）＝３．５４６７＋０．
０４６７Ｃγ（ｗｔ％） 本発明法に従えば、図１（熱延鋼板）、図２（冷延鋼
板）に示すように変形量３０％での動的吸収エネルギー
が２３０ＭＪ／ｍ3 以上でかつ破断までの動的吸収エネ
ルギーが３８０ＭＪ／ｍ3 以上の極めて良好な動的吸収
エネルギーを示す鋼板を得ることができる。
０４６７Ｃγ（ｗｔ％） 本発明法に従えば、図１（熱延鋼板）、図２（冷延鋼
板）に示すように変形量３０％での動的吸収エネルギー
が２３０ＭＪ／ｍ3 以上でかつ破断までの動的吸収エネ
ルギーが３８０ＭＪ／ｍ3 以上の極めて良好な動的吸収
エネルギーを示す鋼板を得ることができる。
【００２７】
【表１】
【００２８】
【表２】
【００２９】
【表３】
【００３０】
【表４】
【００３１】
【発明の効果】この発明によれば、フェライトとマルテ
ンサイトの平均粒径とマルテンサイトの体積率を制御す
ることによって、変形量３％での動的吸収エネルギーが
２３０ＭＪ／ｍ3 以上でかつ破断までの動的吸収エネル
ギーが３８０ＭＪ／ｍ3 以上の耐衝撃性に優れる鋼板を
製造することができ、これらを自動車用鋼板に利用する
ことによって、自動車車体の軽量化と安全性の向上を図
ることができる。
ンサイトの平均粒径とマルテンサイトの体積率を制御す
ることによって、変形量３％での動的吸収エネルギーが
２３０ＭＪ／ｍ3 以上でかつ破断までの動的吸収エネル
ギーが３８０ＭＪ／ｍ3 以上の耐衝撃性に優れる鋼板を
製造することができ、これらを自動車用鋼板に利用する
ことによって、自動車車体の軽量化と安全性の向上を図
ることができる。
【図１】実施例の残留γ量と動的吸収エネルギーとの関
係を示すグラフである。
係を示すグラフである。
【図２】実施例の残留γ量と動的吸収エネルギーとの関
係を示すグラフである。
係を示すグラフである。
【図３】表２に示す温度曲線の説明図である。
【図４】表３に示す温度曲線の説明図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 古君 修 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 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
Claims (4)
- 【請求項１】 Ｃ ：０．０５〜０．６ｗｔ％、 Ｓｉ：０．１〜２．５ｗｔ％、 Ｍｎ：０．５〜３．０ｗｔ％、 Ｓ ：０．０１０ｗｔ％以下、 Ｎ ：０．００２〜０．０８ｗｔ％ を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる成
分組成を有し、残留オーステナイトが体積率で３．０％
以上４０％未満であり、残留オーステナイト中の固溶Ｃ
量Ｃγが （５３０−８０＊［Ｍｎ％］）／３６０≦Ｃγ≦（５７
０−８０＊［Ｍｎ％］）／３６０ であることを特徴とする耐衝撃性に優れる高張力鋼板。 - 【請求項２】 さらに Ｐ ：０．０１〜０．１５ｗｔ％以下、 Ａｌ：０．１〜１．５ｗｔ％以下、 Ｃｒ：０．０１〜１．５ｗｔ％以下、 Ｍｏ：０．０５〜０．６ｗｔ％以下、 のうち１種類以上の元素を含有することを特徴とする請
求項１記載の耐衝撃性に優れる高張力鋼板。 - 【請求項３】 請求項１又は２記載の成分組成を有する
鋼素材を、粗圧延を行った後、Ａｒ3 変態点以上で仕上
圧延を行い、冷却速度３０℃／ｓ以上で７００℃以上７
５０℃以下に冷却し、その後６２０℃以上６７０℃以下
まで空冷し、さらに４５０℃以下に３０℃／ｓ以上で冷
却し、コイルに巻き取ることを特徴とする耐衝撃性に優
れる高張力熱延鋼板の製造方法。 - 【請求項４】 請求項１又は２記載の成分組成を有する
熱延鋼板を冷間圧延し、（Ａｃ3-１００）℃以上（Ａｃ
3＋５０）℃以下に５秒以上加熱し、３０℃／ｓ以上で
３００℃以上５００℃以下に冷却し、９０秒以下の保持
を行い室温まで冷却することを特徴とする耐衝撃性に優
れる高張力熱延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4624596A JPH09241788A (ja) | 1996-03-04 | 1996-03-04 | 耐衝撃性に優れる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 |
|---|---|---|---|
| JP4624596A JPH09241788A (ja) | 1996-03-04 | 1996-03-04 | 耐衝撃性に優れる高張力鋼板およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH09241788A true JPH09241788A (ja) | 1997-09-16 |
Family
ID=12741773
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4624596A Pending JPH09241788A (ja) | 1996-03-04 | 1996-03-04 | 耐衝撃性に優れる高張力鋼板およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH09241788A (ja) |
Cited By (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH11100639A (ja) * | 1997-09-24 | 1999-04-13 | Nippon Steel Corp | 高い動的変形抵抗を有する良加工性高強度熱延鋼板とその製造方法 |
| JPH11100640A (ja) * | 1997-09-24 | 1999-04-13 | Nippon Steel Corp | 高い動的変形抵抗を有する高強度熱延鋼板とその製造方法 |
| JPH11100635A (ja) * | 1997-09-24 | 1999-04-13 | Nippon Steel Corp | 高い動的変形抵抗を有する高強度冷延鋼板とその製造方法 |
| JPH11100636A (ja) * | 1997-09-24 | 1999-04-13 | Nippon Steel Corp | 高い動的変形抵抗を有する良加工性高強度冷延鋼板とその製造方法 |
| JPH11189839A (ja) * | 1997-12-26 | 1999-07-13 | Nippon Steel Corp | 高い動的変形抵抗を有する高強度鋼板とその製造方法 |
| WO2000032831A1 (fr) * | 1998-11-30 | 2000-06-08 | Nippon Steel Corporation | Acier ferritique presentant une excellente dependance dans la vitesse de deformation, et automobile utilisant ledit acier ferritique |
| EP1170391A1 (en) * | 2000-06-29 | 2002-01-09 | Nippon Steel Corporation | High strength steel plate having improved workability and plating adhesion and process for producing the same |
| JP2003293083A (ja) * | 2002-04-01 | 2003-10-15 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 熱延鋼板並びに熱延鋼板及び冷延鋼板の製造方法 |
| WO2011089845A1 (ja) * | 2010-01-22 | 2011-07-28 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高炭素熱延鋼板の製造方法 |
| EP2726637B1 (en) | 2011-07-01 | 2018-11-14 | Rautaruukki Oyj | Method for manufacturing a high-strength structural steel and a high-strength structural steel product |
-
1996
- 1996-03-04 JP JP4624596A patent/JPH09241788A/ja active Pending
Cited By (14)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH11100640A (ja) * | 1997-09-24 | 1999-04-13 | Nippon Steel Corp | 高い動的変形抵抗を有する高強度熱延鋼板とその製造方法 |
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| WO2000032831A1 (fr) * | 1998-11-30 | 2000-06-08 | Nippon Steel Corporation | Acier ferritique presentant une excellente dependance dans la vitesse de deformation, et automobile utilisant ledit acier ferritique |
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| EP2726637B2 (en) † | 2011-07-01 | 2021-12-29 | Rautaruukki Oyj | Method for manufacturing a high-strength structural steel and a high-strength structural steel product |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A02 | Decision of refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 Effective date: 20021022 |