JPH10158735A - 耐衝突安全性及び成形性に優れた自動車用熱延高強度薄鋼板とその製造方法 - Google Patents
耐衝突安全性及び成形性に優れた自動車用熱延高強度薄鋼板とその製造方法Info
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- JPH10158735A JPH10158735A JP33138096A JP33138096A JPH10158735A JP H10158735 A JPH10158735 A JP H10158735A JP 33138096 A JP33138096 A JP 33138096A JP 33138096 A JP33138096 A JP 33138096A JP H10158735 A JPH10158735 A JP H10158735A
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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
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【課題】 耐衝突安全性及び成形性に優れた自動車用熱
延高強度薄鋼板を低コストかつ安定的に提供する。 【解決手段】 鋼板の5%成形加工後のミクロ組織にお
いて、残留オーステナイト占積率が3%以上であり、鋼
板特性として加工硬化指数が0.130以上であること
を特徴とする耐衝突安全性及び成形性に優れた自動車熱
延高強度薄鋼板。
延高強度薄鋼板を低コストかつ安定的に提供する。 【解決手段】 鋼板の5%成形加工後のミクロ組織にお
いて、残留オーステナイト占積率が3%以上であり、鋼
板特性として加工硬化指数が0.130以上であること
を特徴とする耐衝突安全性及び成形性に優れた自動車熱
延高強度薄鋼板。
Description
【0001】
【産業上の利用分野】本発明は主に自動車の構造部材や
補強材に使用することを企図した優れた耐衝突安全性と
成形性を兼備した自動車用熱延高強度薄鋼板及びその製
造方法に関するものである。
補強材に使用することを企図した優れた耐衝突安全性と
成形性を兼備した自動車用熱延高強度薄鋼板及びその製
造方法に関するものである。
【0002】
【従来の技術】自動車の燃費規制を背景とした車体軽量
化を目的に、高強度薄鋼板の適用が拡大してきたが、直
近では自動車事故を想定した耐衝突安全性に関する法規
制が急速に拡大・強化されつつあり、高強度薄鋼板への
期待がますます高まっている。しかし、従来の高強度薄
鋼板は成形性の向上を主眼として開発されたものであ
り、耐衝突安全性の観点では適用が疑問視されている。
耐衝撃性に優れた自動車用薄鋼板及びその製造方法に係
わる従来技術としては、特開平7−18372で耐衝突
安全性の指標として薄鋼板の高歪速度下において降伏強
度を高めることが提案されているが、鋼板を自動車用部
材に成形加工する際又は、自動車用部材が衝突変形する
際に受ける歪による加工硬化分を降伏強度に加味されて
なく、実用的な耐衝撃性の指標としては不十分である。
化を目的に、高強度薄鋼板の適用が拡大してきたが、直
近では自動車事故を想定した耐衝突安全性に関する法規
制が急速に拡大・強化されつつあり、高強度薄鋼板への
期待がますます高まっている。しかし、従来の高強度薄
鋼板は成形性の向上を主眼として開発されたものであ
り、耐衝突安全性の観点では適用が疑問視されている。
耐衝撃性に優れた自動車用薄鋼板及びその製造方法に係
わる従来技術としては、特開平7−18372で耐衝突
安全性の指標として薄鋼板の高歪速度下において降伏強
度を高めることが提案されているが、鋼板を自動車用部
材に成形加工する際又は、自動車用部材が衝突変形する
際に受ける歪による加工硬化分を降伏強度に加味されて
なく、実用的な耐衝撃性の指標としては不十分である。
【0003】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、優れた耐衝
突安全性と成形性を兼備した自動車用熱延高強度薄鋼板
及びその製造方法を提供することを目的とするものであ
る。
突安全性と成形性を兼備した自動車用熱延高強度薄鋼板
及びその製造方法を提供することを目的とするものであ
る。
【0004】
【課題を解決するための手段】本発明は上記課題を達成
するためになされたものであり、その手段は以下の通り
である。
するためになされたものであり、その手段は以下の通り
である。
【0005】(1)鋼板の5%成形加工後のミクロ組織
において、残留オ−ステナイトの占積率が3%以上であ
り、鋼板特性として加工硬化指数が0.130以上であ
ることを特徴とする耐衝突安全性及び成形性に優れた自
動車用熱延高強度薄鋼板。
において、残留オ−ステナイトの占積率が3%以上であ
り、鋼板特性として加工硬化指数が0.130以上であ
ることを特徴とする耐衝突安全性及び成形性に優れた自
動車用熱延高強度薄鋼板。
【0006】(2)化学成分としてC:0.05〜0.
20重量%、Mn:0.5〜2.0重量%、Si、Al
の内の少なくとも1種以上を0.5重量%〜4.0重量
%、を含み、残部がFe及び不可避的成分からなり、鋼
板の5%成形加工後のミクロ組織において、残留オ−ス
テナイトの占積率が3%以上であり、鋼板特性として加
工硬化指数が0.130以上であることを特徴とする耐
衝突安全性及び成形性に優れた自動車用熱延高強度薄鋼
板。
20重量%、Mn:0.5〜2.0重量%、Si、Al
の内の少なくとも1種以上を0.5重量%〜4.0重量
%、を含み、残部がFe及び不可避的成分からなり、鋼
板の5%成形加工後のミクロ組織において、残留オ−ス
テナイトの占積率が3%以上であり、鋼板特性として加
工硬化指数が0.130以上であることを特徴とする耐
衝突安全性及び成形性に優れた自動車用熱延高強度薄鋼
板。
【0007】(3)化学成分としてC:0.05〜0.
20重量%、Mn:0.5〜2.0重量%、Si、Al
の内の少なくとも1種以上を0.5重量%〜4.0重量
%、を含み、残部はFe及び不可避的成分からなり、鋼
板の成形加工前のミクロ組織において、Cを1.0重量
%以上含有し、かつ平均円相当径が5μm以下である残
留オ−ステナイトの占積率が5%以上であり、鋼板の5
%成形加工後のミクロ組織において、残留オ−ステナイ
トの占積率が3%以上であり、鋼板特性として加工硬化
指数が0.130以上であることを特徴とする耐衝突安
全性及び成形性に優れた自動車用熱延高強度薄鋼板。
20重量%、Mn:0.5〜2.0重量%、Si、Al
の内の少なくとも1種以上を0.5重量%〜4.0重量
%、を含み、残部はFe及び不可避的成分からなり、鋼
板の成形加工前のミクロ組織において、Cを1.0重量
%以上含有し、かつ平均円相当径が5μm以下である残
留オ−ステナイトの占積率が5%以上であり、鋼板の5
%成形加工後のミクロ組織において、残留オ−ステナイ
トの占積率が3%以上であり、鋼板特性として加工硬化
指数が0.130以上であることを特徴とする耐衝突安
全性及び成形性に優れた自動車用熱延高強度薄鋼板。
【0008】(4)化学成分としてC:0.05〜0.
20重量%、Mn:0.5〜2.0重量%、Si、Al
の内の少なくとも1種以上を0.5重量%〜4.0重量
%、を含み、残部はFe及び不可避的成分からなり、鋼
板の成形加工前のミクロ組織において、Cを1.0重量
%以上含有し、かつ平均円相当径が5μm以下である残
留オ−ステナイトの占積率が5%以上であり、平均円相
当径が10μm以下であるフェライトの占積率が50%
以上、残部組織の平均円相当径が10μm以下であり、
鋼板の5%成形加工後のミクロ組織において、残留オ−
ステナイトの占積率が3%以上であり、鋼板特性として
加工硬化指数が0.130以上、降伏強さ×加工硬化指
数が70以上であることを特徴とする耐衝突安全性及び
成形性に優れた自動車用熱延高強度薄鋼板。
20重量%、Mn:0.5〜2.0重量%、Si、Al
の内の少なくとも1種以上を0.5重量%〜4.0重量
%、を含み、残部はFe及び不可避的成分からなり、鋼
板の成形加工前のミクロ組織において、Cを1.0重量
%以上含有し、かつ平均円相当径が5μm以下である残
留オ−ステナイトの占積率が5%以上であり、平均円相
当径が10μm以下であるフェライトの占積率が50%
以上、残部組織の平均円相当径が10μm以下であり、
鋼板の5%成形加工後のミクロ組織において、残留オ−
ステナイトの占積率が3%以上であり、鋼板特性として
加工硬化指数が0.130以上、降伏強さ×加工硬化指
数が70以上であることを特徴とする耐衝突安全性及び
成形性に優れた自動車用熱延高強度薄鋼板。
【0009】(5)化学成分としてC:0.05〜0.
20重量%、Mn:0.5〜2.0重量%、Si、Al
の内の少なくとも1種以上を0.5重量%〜4.0重量
%、を含み、残部がFe及び不可避的成分からなり、鋼
板の成形加工前のミクロ組織において、Cを1.0重量
%以上含有し、かつ平均円相当径が5μm以下である残
留オ−ステナイトの占積率が5%以上であり、平均円相
当径が10μm以下であるフェライトの占積率が50%
以上、残部組織の平均円相当径が10μm以下であり、
鋼板の5%成形加工後のミクロ組織において、残留オ−
ステナイトの占積率が3%以上であり、鋼板特性として
加工硬化指数が0.130以上、降伏強さ×加工硬化指
数が70以上、降伏比が85%以下であることを特徴と
する耐衝突安全性及び成形性に優れた自動車用熱延高強
度薄鋼板。
20重量%、Mn:0.5〜2.0重量%、Si、Al
の内の少なくとも1種以上を0.5重量%〜4.0重量
%、を含み、残部がFe及び不可避的成分からなり、鋼
板の成形加工前のミクロ組織において、Cを1.0重量
%以上含有し、かつ平均円相当径が5μm以下である残
留オ−ステナイトの占積率が5%以上であり、平均円相
当径が10μm以下であるフェライトの占積率が50%
以上、残部組織の平均円相当径が10μm以下であり、
鋼板の5%成形加工後のミクロ組織において、残留オ−
ステナイトの占積率が3%以上であり、鋼板特性として
加工硬化指数が0.130以上、降伏強さ×加工硬化指
数が70以上、降伏比が85%以下であることを特徴と
する耐衝突安全性及び成形性に優れた自動車用熱延高強
度薄鋼板。
【0010】(6)化学成分としてC:0.05〜0.
20重量%、Mn:0.5〜2.0重量%、Si、Al
の内の少なくとも1種以上を0.5重量%〜4.0重量
%、を含み、残部がFe及び不可避的成分からなり、鋼
板の成形加工前のミクロ組織において、Cを1.0重量
%以上含有し、かつ平均円相当径が5μm以下である残
留オ−ステナイトの占積率が5%以上であり、平均円相
当径が10μm以下であるフェライトの占積率が50%
以上、平均円相当径が10μm以下であるマルテンサイ
トの占積率が3%以上、残部組織の平均円相当径が10
μm以下であり、鋼板特性として加工硬化指数が0.1
60以上、降伏強さ×加工硬化指数が80以上、降伏比
が75(%)以下であることを特徴とする耐衝突安全性
及び成形性に優れた自動車用熱延高強度薄鋼板。
20重量%、Mn:0.5〜2.0重量%、Si、Al
の内の少なくとも1種以上を0.5重量%〜4.0重量
%、を含み、残部がFe及び不可避的成分からなり、鋼
板の成形加工前のミクロ組織において、Cを1.0重量
%以上含有し、かつ平均円相当径が5μm以下である残
留オ−ステナイトの占積率が5%以上であり、平均円相
当径が10μm以下であるフェライトの占積率が50%
以上、平均円相当径が10μm以下であるマルテンサイ
トの占積率が3%以上、残部組織の平均円相当径が10
μm以下であり、鋼板特性として加工硬化指数が0.1
60以上、降伏強さ×加工硬化指数が80以上、降伏比
が75(%)以下であることを特徴とする耐衝突安全性
及び成形性に優れた自動車用熱延高強度薄鋼板。
【0011】(7)さらに、Ca:0.0005〜0.
01重量%又はREM:0.005〜0.05重量%を
含むことを特徴とする請求項1〜請求項5の内のいずれ
か1つに記載の耐衝突安全性及び成形性に優れた熱延高
強度薄鋼板。
01重量%又はREM:0.005〜0.05重量%を
含むことを特徴とする請求項1〜請求項5の内のいずれ
か1つに記載の耐衝突安全性及び成形性に優れた熱延高
強度薄鋼板。
【0012】(8)さらに、Ca:0.0005〜0.
01重量%又はREM:0.005〜0.05重量%を
含むことを特徴とする請求項6記載の耐衝突安全性及び
成形性に優れた熱延高強度薄鋼板。
01重量%又はREM:0.005〜0.05重量%を
含むことを特徴とする請求項6記載の耐衝突安全性及び
成形性に優れた熱延高強度薄鋼板。
【0013】(9)化学成分としてC:0.05〜0.
20重量%、Mn:0.5〜2.0重量%、Si、Al
の内の少なくとも1種以上を0.5重量%〜4.0重量
%、を含み、残部がFe及び不可避的成分からなる鋼片
を初期鋼片厚が25mm以上、仕上温度が760℃〜9
20℃、最終パス圧延速度が500mpm以上で熱間圧
延を行い、その後、ランアウトテーブルにおける700
℃以下の平均冷却速度が25℃/秒以上で冷却を行い、
さらに、500℃以下で巻取を行うことを特徴とする請
求項1〜5及び7の内のいずれか1つにに記載の耐衝突
安全性及び成形性に優れた自動車用熱延高強度薄鋼板の
製造方法。
20重量%、Mn:0.5〜2.0重量%、Si、Al
の内の少なくとも1種以上を0.5重量%〜4.0重量
%、を含み、残部がFe及び不可避的成分からなる鋼片
を初期鋼片厚が25mm以上、仕上温度が760℃〜9
20℃、最終パス圧延速度が500mpm以上で熱間圧
延を行い、その後、ランアウトテーブルにおける700
℃以下の平均冷却速度が25℃/秒以上で冷却を行い、
さらに、500℃以下で巻取を行うことを特徴とする請
求項1〜5及び7の内のいずれか1つにに記載の耐衝突
安全性及び成形性に優れた自動車用熱延高強度薄鋼板の
製造方法。
【0014】(10)化学成分としてC:0.05〜
0.20重量%、Mn:0.5〜2.0重量%、Si、
Alの内の少なくとも1種以上を0.5重量%〜4.0
重量%、を含み、残部がFe及び不可避的成分からなる
鋼片を初期鋼片厚が25mm以上、仕上温度が760℃
〜920℃、最終パス圧延速度が500mpm以上で熱
間圧延を行い、その後、ランアウトテーブルにおける7
00℃以下の平均冷却速度が25℃/秒以上で冷却を行
い、さらに、350℃以下で巻取を行うことを特徴とす
る請求項6または8に記載の耐衝突安全性及び成形性に
優れた自動車用熱延高強度薄鋼板の製造方法。
0.20重量%、Mn:0.5〜2.0重量%、Si、
Alの内の少なくとも1種以上を0.5重量%〜4.0
重量%、を含み、残部がFe及び不可避的成分からなる
鋼片を初期鋼片厚が25mm以上、仕上温度が760℃
〜920℃、最終パス圧延速度が500mpm以上で熱
間圧延を行い、その後、ランアウトテーブルにおける7
00℃以下の平均冷却速度が25℃/秒以上で冷却を行
い、さらに、350℃以下で巻取を行うことを特徴とす
る請求項6または8に記載の耐衝突安全性及び成形性に
優れた自動車用熱延高強度薄鋼板の製造方法。
【0015】
【発明の実施の形態】本発明者らは、実験により種々の
熱延高強度鋼板について、試験片の衝撃圧壊特性と静的
引張特性値の関連を検討した結果、耐衝突安全性の向上
としては、薄鋼板の加工硬化指数を高めること(0.1
30以上、好ましくは0.160以上)、降伏強さ×加
工硬化指数を高めること(≧70、好ましくは≧80)
が必要であること、耐衝突安全用部材の成形性として
は、降伏比の低下(≦85(%)、好ましくは≦75
(%))と引張強さ×全伸び(≧20000(MPa・
%))の向上が必要であることの知見を得て、さらに薄
鋼板のミクロ組織の制御によりこれらの特性を同時に兼
ね備える鋼板を得ることができ、本発明に到ったのであ
る。
熱延高強度鋼板について、試験片の衝撃圧壊特性と静的
引張特性値の関連を検討した結果、耐衝突安全性の向上
としては、薄鋼板の加工硬化指数を高めること(0.1
30以上、好ましくは0.160以上)、降伏強さ×加
工硬化指数を高めること(≧70、好ましくは≧80)
が必要であること、耐衝突安全用部材の成形性として
は、降伏比の低下(≦85(%)、好ましくは≦75
(%))と引張強さ×全伸び(≧20000(MPa・
%))の向上が必要であることの知見を得て、さらに薄
鋼板のミクロ組織の制御によりこれらの特性を同時に兼
ね備える鋼板を得ることができ、本発明に到ったのであ
る。
【0016】以下にその要旨を述べる。
【0017】図1及び図2は自動車用部材の耐衝突安全
性の指標となる動的エネルギー吸収量と、薄鋼板の加工
硬化指数及び降伏強さ×加工硬化指数の関係を示すもの
である。薄鋼板の加工硬化指数、降伏強さ×加工硬化指
数の増大により自動車用部材の耐衝突安全性(動的エネ
ルギー吸収量)が向上しており、自動車用部材の耐衝突
安全性の指標として、同一降伏強度クラスであれば薄鋼
板の加工硬化指数、降伏強度クラスが異なれば薄鋼板の
降伏強さ×加工硬化指数が妥当であることを示してい
る。
性の指標となる動的エネルギー吸収量と、薄鋼板の加工
硬化指数及び降伏強さ×加工硬化指数の関係を示すもの
である。薄鋼板の加工硬化指数、降伏強さ×加工硬化指
数の増大により自動車用部材の耐衝突安全性(動的エネ
ルギー吸収量)が向上しており、自動車用部材の耐衝突
安全性の指標として、同一降伏強度クラスであれば薄鋼
板の加工硬化指数、降伏強度クラスが異なれば薄鋼板の
降伏強さ×加工硬化指数が妥当であることを示してい
る。
【0018】なお、部材が成形加工時に平均的に5%程
度の歪を受けることを考慮して、加工硬化指数は歪5%
〜10%のn値で表現したが、本質的には成形加工後の
加工硬化指数が高いことに特徴を有するものである。ま
た、成形加工時の形状凍結性等を高め、プレス成形性を
より良好とする観点から成形加工前の加工硬化指数は低
いことが望ましく、歪0%〜5%のn値で表現した場
合、低n値が好ましい。図3にその実例を示す。
度の歪を受けることを考慮して、加工硬化指数は歪5%
〜10%のn値で表現したが、本質的には成形加工後の
加工硬化指数が高いことに特徴を有するものである。ま
た、成形加工時の形状凍結性等を高め、プレス成形性を
より良好とする観点から成形加工前の加工硬化指数は低
いことが望ましく、歪0%〜5%のn値で表現した場
合、低n値が好ましい。図3にその実例を示す。
【0019】一方、加工硬化指数が増加することによ
り、薄鋼板のくびれが抑制され、引張強さ×全伸びで表
現される成形性が向上する。その一例を図4に示す。
り、薄鋼板のくびれが抑制され、引張強さ×全伸びで表
現される成形性が向上する。その一例を図4に示す。
【0020】用いた薄鋼板は板厚1.2mmの熱延材で
あり、C:0.05〜0.20重量%、Si、Alの内
の少なくとも1種以上を0.5重量%〜4.0重量%、
Mn:0.5〜2.0重量%を含み、残部はFe及び不
可避的成分からなるものである。
あり、C:0.05〜0.20重量%、Si、Alの内
の少なくとも1種以上を0.5重量%〜4.0重量%、
Mn:0.5〜2.0重量%を含み、残部はFe及び不
可避的成分からなるものである。
【0021】自動車用部材の動的エネルギー吸収量は、
衝撃圧壊試験法により次のようにして求めた。すなわ
ち、薄鋼板を図6に示すような試験片形状に成形し、先
端径5.5mmの電極によりチリ発生電流の0.9倍の
電流で35mmピッチでスポット溶接3をし、図5に示
す2つの天板1間に試験片2を配設した部品(ハット型
モデル)とし、さらに170℃×20分の焼付塗装処理
を行った後、図7に示すように約150kgの落錘4を
約10mの高さから落下させ、ストッパー6を設けた架
台を上の部品を長手方向に圧壊し、その際の荷重変位線
図の面積から変位=0〜150mmの変形仕事を算出し
て、動的エネルギー吸収量とした。
衝撃圧壊試験法により次のようにして求めた。すなわ
ち、薄鋼板を図6に示すような試験片形状に成形し、先
端径5.5mmの電極によりチリ発生電流の0.9倍の
電流で35mmピッチでスポット溶接3をし、図5に示
す2つの天板1間に試験片2を配設した部品(ハット型
モデル)とし、さらに170℃×20分の焼付塗装処理
を行った後、図7に示すように約150kgの落錘4を
約10mの高さから落下させ、ストッパー6を設けた架
台を上の部品を長手方向に圧壊し、その際の荷重変位線
図の面積から変位=0〜150mmの変形仕事を算出し
て、動的エネルギー吸収量とした。
【0022】薄鋼板の加工硬化指数、降伏強さ×加工硬
化指数は次のようにして求めた。すなわち、薄鋼板をJ
IS−5号試験片(標点距離50mm、平行部幅25m
m)に加工し、引張速度10mm/分で引張試験し、降
伏強さと加工硬化指数(歪5%〜10%のn値)を求め
た。
化指数は次のようにして求めた。すなわち、薄鋼板をJ
IS−5号試験片(標点距離50mm、平行部幅25m
m)に加工し、引張速度10mm/分で引張試験し、降
伏強さと加工硬化指数(歪5%〜10%のn値)を求め
た。
【0023】次に、本発明の薄鋼板のミクロ組織につい
て詳述する。
て詳述する。
【0024】残留オ−ステナイトは5%成形加工後にお
けるその占積率を3%以上とすることが必須要件であ
る。残留γは変形時に歪を受けることにより非常に硬い
マルテンサイトへ変態するため、加工硬化指数を高める
作用を有しているが、5%成形加工後の占積率が3%未
満では成形後の部材が衝突変形を受けた際に優れた加工
硬化能(加工硬化指数≧0.130)を発揮することが
できず、変形荷重が低いレベルに留まり変形仕事量が小
さくなるため、動的エネルギー吸収量が低く、耐衝突安
全性の向上が達成できない。
けるその占積率を3%以上とすることが必須要件であ
る。残留γは変形時に歪を受けることにより非常に硬い
マルテンサイトへ変態するため、加工硬化指数を高める
作用を有しているが、5%成形加工後の占積率が3%未
満では成形後の部材が衝突変形を受けた際に優れた加工
硬化能(加工硬化指数≧0.130)を発揮することが
できず、変形荷重が低いレベルに留まり変形仕事量が小
さくなるため、動的エネルギー吸収量が低く、耐衝突安
全性の向上が達成できない。
【0025】好ましくは成形加工前の残留オ−ステナイ
ト占積率を5%以上、そのC濃度を1%以上、その平均
円相当径を5μm以下(好ましくは3μm以下)とす
る。上記制限を満足することにより、変形に対する残留
オ−ステナイトの安定性が向上し、変形歪5%以下の成
形加工ではマルテンサイトへ変態し難くなり、5%成形
加工後の残留オ−ステナイト占積率を高めることに対し
有効となるとともに、マルテンサイトへ変態した際の加
工硬化指数向上作用と引張強さ×全伸び向上作用が局所
的な影響に留まらず薄鋼板全体に及ぶ様、有効に作用す
る。
ト占積率を5%以上、そのC濃度を1%以上、その平均
円相当径を5μm以下(好ましくは3μm以下)とす
る。上記制限を満足することにより、変形に対する残留
オ−ステナイトの安定性が向上し、変形歪5%以下の成
形加工ではマルテンサイトへ変態し難くなり、5%成形
加工後の残留オ−ステナイト占積率を高めることに対し
有効となるとともに、マルテンサイトへ変態した際の加
工硬化指数向上作用と引張強さ×全伸び向上作用が局所
的な影響に留まらず薄鋼板全体に及ぶ様、有効に作用す
る。
【0026】なお、残留オ−ステナイトの存在位置に関
しては、軟質なフェライトが主に変形時の歪を受けるた
め、フェライトに隣接していない残留γは歪を受け難
く、その結果5〜10%程度の変形ではマルテンサイト
へ変態し難くなり、その効果が薄れるため、残留γはフ
ェライトに隣接することが好ましい。
しては、軟質なフェライトが主に変形時の歪を受けるた
め、フェライトに隣接していない残留γは歪を受け難
く、その結果5〜10%程度の変形ではマルテンサイト
へ変態し難くなり、その効果が薄れるため、残留γはフ
ェライトに隣接することが好ましい。
【0027】フェライトはその占積率が50%以上でか
つその平均円相当径が10μm以下とする。
つその平均円相当径が10μm以下とする。
【0028】フェライトは構成組織の中で最も軟質な組
織であるため、降伏強さ×加工硬化指数及び降伏比を決
定する重要な因子である。上記規制値を外れるとフェラ
イト以外の硬質相の悪影響が強まることに主に起因し
て、降伏強さ×加工硬化指数≧70かつ降伏比≦85%
を達成することができず、耐衝突安全性及び成形性の点
から不適となる。さらにフェライトの占積率増と細粒化
により、未変態オ−ステナイトのC濃度が増加し微細分
散化するため、未変態オ−ステナイトから生成するマル
テンサイト及び残部組織の微細化と残留γの占積率増・
微細化に有効に作用し、耐衝突安全性及び成形性の向上
に寄与する。好ましくはフェライト占積率が70%以上
でかつその円相当径が6μm以下が望ましい。
織であるため、降伏強さ×加工硬化指数及び降伏比を決
定する重要な因子である。上記規制値を外れるとフェラ
イト以外の硬質相の悪影響が強まることに主に起因し
て、降伏強さ×加工硬化指数≧70かつ降伏比≦85%
を達成することができず、耐衝突安全性及び成形性の点
から不適となる。さらにフェライトの占積率増と細粒化
により、未変態オ−ステナイトのC濃度が増加し微細分
散化するため、未変態オ−ステナイトから生成するマル
テンサイト及び残部組織の微細化と残留γの占積率増・
微細化に有効に作用し、耐衝突安全性及び成形性の向上
に寄与する。好ましくはフェライト占積率が70%以上
でかつその円相当径が6μm以下が望ましい。
【0029】マルテンサイトはその占積率が3%以上で
かつその平均円相当径が10μm以下(好ましくは6μ
m以下)とする。マルテンサイトは主に周囲のフェライ
トに可動転位を発生させることにより降伏比の低減、加
工効果指数の向上に寄与するため、上記規制を満たすこ
とにより、耐衝突安全性及び成形性をより一層向上さ
せ、より好ましい特性レベルである降伏強さ×加工硬化
指数≧80かつ降伏比≦75(%)を確実に達成するこ
とができる。
かつその平均円相当径が10μm以下(好ましくは6μ
m以下)とする。マルテンサイトは主に周囲のフェライ
トに可動転位を発生させることにより降伏比の低減、加
工効果指数の向上に寄与するため、上記規制を満たすこ
とにより、耐衝突安全性及び成形性をより一層向上さ
せ、より好ましい特性レベルである降伏強さ×加工硬化
指数≧80かつ降伏比≦75(%)を確実に達成するこ
とができる。
【0030】マルテンサイトの占積率と平均円相当径は
占積率が少なくても平均円相当径が大きくてもその作用
が局所的な影響に留まり、上記特性を満たすことができ
なくなる。その存在位置に関しては、マルテンサイトが
フェライトに隣接していない場合、マルテンサイトの可
動転位等の影響はフェライトに及び難いため、その効果
が薄れる。従って、マルテンサイトはフェライトに隣接
することが好ましい。
占積率が少なくても平均円相当径が大きくてもその作用
が局所的な影響に留まり、上記特性を満たすことができ
なくなる。その存在位置に関しては、マルテンサイトが
フェライトに隣接していない場合、マルテンサイトの可
動転位等の影響はフェライトに及び難いため、その効果
が薄れる。従って、マルテンサイトはフェライトに隣接
することが好ましい。
【0031】残部組織はその平均円相当径が10μm超
となると上記残留γやマルテンサイトによる特性向上効
果を阻害するため、10μm以下(好ましくは6μm以
下)とする。残部組織の種類はパーライト、ベイナイト
等の1種あるいは2種以上の組合せでよいが、穴拡げ特
性が要求される場合はベイナイトのみとすることが望ま
しい。
となると上記残留γやマルテンサイトによる特性向上効
果を阻害するため、10μm以下(好ましくは6μm以
下)とする。残部組織の種類はパーライト、ベイナイト
等の1種あるいは2種以上の組合せでよいが、穴拡げ特
性が要求される場合はベイナイトのみとすることが望ま
しい。
【0032】次に、化学成分の規制値とその制限理由を
説明する。
説明する。
【0033】Cは残留γの確保のために、0.05重量
%以上添加するが、スポット溶接性不良による耐衝突安
全性劣化を防止する観点から、その添加上限を0.20
重量%以下とする。すなわち、耐衝突安全用の部材にお
いてはスポット溶接が使用されることが多いが、0.2
0重量%を越えるCを含有している場合、衝突時に接合
部が容易に剥離を起こし、耐衝突安全用部材として用を
なさなくなるためである。
%以上添加するが、スポット溶接性不良による耐衝突安
全性劣化を防止する観点から、その添加上限を0.20
重量%以下とする。すなわち、耐衝突安全用の部材にお
いてはスポット溶接が使用されることが多いが、0.2
0重量%を越えるCを含有している場合、衝突時に接合
部が容易に剥離を起こし、耐衝突安全用部材として用を
なさなくなるためである。
【0034】Si、Alはオ−ステナイトを残留させる
ための必須元素であり、フェライトの生成を促進し、炭
化物の生成を抑制することにより、残留γを確保する作
用があると同時に脱酸元素・強化元素としても作用す
る。上記観点から、Si+Alの添加下限量は0.5重
量%以上とする必要がある。ただし、Si、Alを過度
に添加しても上記効果は飽和し、かえって鋼を脆化させ
るため、Si+Alの添加上限量は4.0重量%以下と
する。また、特に優れた表面性状が要求される場合は、
Si<0.1重量%とすることにより、Siスケ−ルを
回避するか、逆にSi≧1.0重量%とすることによ
り、Siスケ−ルを全面に発生させ目立たなくすること
が望ましい。
ための必須元素であり、フェライトの生成を促進し、炭
化物の生成を抑制することにより、残留γを確保する作
用があると同時に脱酸元素・強化元素としても作用す
る。上記観点から、Si+Alの添加下限量は0.5重
量%以上とする必要がある。ただし、Si、Alを過度
に添加しても上記効果は飽和し、かえって鋼を脆化させ
るため、Si+Alの添加上限量は4.0重量%以下と
する。また、特に優れた表面性状が要求される場合は、
Si<0.1重量%とすることにより、Siスケ−ルを
回避するか、逆にSi≧1.0重量%とすることによ
り、Siスケ−ルを全面に発生させ目立たなくすること
が望ましい。
【0035】Mnはオーステナイトを安定化して残留γ
を確保する作用があるとともに強化元素である。上記観
点から、Mnの添加下限量は0.5重量%以上とする必
要がある。ただし、Mnを過度に添加しても上記効果は
飽和し、かえってフェライト変態抑制等の悪影響を生ず
るため、Mnの添加上限量は2.0重量%以下とする。
を確保する作用があるとともに強化元素である。上記観
点から、Mnの添加下限量は0.5重量%以上とする必
要がある。ただし、Mnを過度に添加しても上記効果は
飽和し、かえってフェライト変態抑制等の悪影響を生ず
るため、Mnの添加上限量は2.0重量%以下とする。
【0036】Caは硫化物系介在物の形状制御(球状
化)により、成形性(特に穴拡げ比)をより向上させる
ために0.0005重量%以上添加するが、効果の飽和
さらには介在物の増加による逆効果(穴拡げ比の劣化)
の点からその上限を0.01重量%とする。また、RE
Mも同様の理由からその添加量を0.005〜0.05
重量%とする。
化)により、成形性(特に穴拡げ比)をより向上させる
ために0.0005重量%以上添加するが、効果の飽和
さらには介在物の増加による逆効果(穴拡げ比の劣化)
の点からその上限を0.01重量%とする。また、RE
Mも同様の理由からその添加量を0.005〜0.05
重量%とする。
【0037】以上が本発明における成分の添加理由であ
るが、強度確保、細粒化を目的にNb、Ti,Cr,C
u,Ni,V,B、Moを1種または2種以上添加して
もよい。ただし、その添加量が合計で0.2%を越える
と本発明のミクロ組織を得ることが困難となるとともに
コストが増大するため、上限を0.2%とする。
るが、強度確保、細粒化を目的にNb、Ti,Cr,C
u,Ni,V,B、Moを1種または2種以上添加して
もよい。ただし、その添加量が合計で0.2%を越える
と本発明のミクロ組織を得ることが困難となるとともに
コストが増大するため、上限を0.2%とする。
【0038】なお、不可避的不純物に関してはPは残留
γの確保に効果があるが、2次加工性、靭性、スポット
溶接性、リサイクル性の劣化防止の観点から、Sは硫化
物系介在物による成形性(特に穴拡げ比)、スポット溶
接性の劣化防止の観点から忌避すべき元素であり、その
混入量はP≦0.02%(好ましくは≦0.01%)、
S≦0.01%(好ましくは≦0.003%)が望まし
い。
γの確保に効果があるが、2次加工性、靭性、スポット
溶接性、リサイクル性の劣化防止の観点から、Sは硫化
物系介在物による成形性(特に穴拡げ比)、スポット溶
接性の劣化防止の観点から忌避すべき元素であり、その
混入量はP≦0.02%(好ましくは≦0.01%)、
S≦0.01%(好ましくは≦0.003%)が望まし
い。
【0039】次に、熱延条件の規制値とその制限理由を
説明する。
説明する。
【0040】第一に、熱間圧延における仕上温度は76
0℃〜920℃とする。760℃未満では加工フェライ
トが生成し、引張強さ×全伸びを劣化させる。920℃
超ではフェライト占積率の低下や薄鋼板ミクロ組織の平
均円相当径の粗大化が起こる。図8は耐衝突安全性の指
標である加工硬化指数に及ぼす仕上温度の影響を示した
ものである。仕上温度の低下により加工硬化指数が向上
しており、760℃〜920℃の範囲ではより低い温度
が好ましい。
0℃〜920℃とする。760℃未満では加工フェライ
トが生成し、引張強さ×全伸びを劣化させる。920℃
超ではフェライト占積率の低下や薄鋼板ミクロ組織の平
均円相当径の粗大化が起こる。図8は耐衝突安全性の指
標である加工硬化指数に及ぼす仕上温度の影響を示した
ものである。仕上温度の低下により加工硬化指数が向上
しており、760℃〜920℃の範囲ではより低い温度
が好ましい。
【0041】第二に、熱間圧延における初期鋼片厚は2
5mm以上とする。なお、鋼片の製造に際しては一般的
な連続鋳造のみならず、いわゆる薄肉連続鋳造の適用も
可能である。また、熱延連続化技術(いわゆるエンドレ
ス圧延)の適用も可能である。25mm未満ではフェラ
イト占積率の低下や薄鋼板ミクロ組織の平均円相当径の
粗大化が起こる。
5mm以上とする。なお、鋼片の製造に際しては一般的
な連続鋳造のみならず、いわゆる薄肉連続鋳造の適用も
可能である。また、熱延連続化技術(いわゆるエンドレ
ス圧延)の適用も可能である。25mm未満ではフェラ
イト占積率の低下や薄鋼板ミクロ組織の平均円相当径の
粗大化が起こる。
【0042】第三に、熱間圧延における最終パス圧延速
度は500mpm以上(好ましくは600mpm以上)
とする。500mpm未満ではフェライト占積率の低下
や薄鋼板ミクロ組織の平均円相当径の粗大化が起こる。
度は500mpm以上(好ましくは600mpm以上)
とする。500mpm未満ではフェライト占積率の低下
や薄鋼板ミクロ組織の平均円相当径の粗大化が起こる。
【0043】第四に、ランアウトテーブルにおける冷却
は700℃以下の平均冷却速度を25℃/秒以上とす
る。25℃/秒未満では残留γ占積率の低下が起こる。
700℃超の冷却については特に規定しないが、薄鋼板
ミクロ組織の微細化やフェライト占積率の増大を狙っ
て、「仕上温度〜750℃の平均冷却速度を25℃/
秒以上とする」、「750℃〜700℃の平均冷却速
度を25℃/秒未満とする」を単独ないしは複合して行
うことが好ましい。
は700℃以下の平均冷却速度を25℃/秒以上とす
る。25℃/秒未満では残留γ占積率の低下が起こる。
700℃超の冷却については特に規定しないが、薄鋼板
ミクロ組織の微細化やフェライト占積率の増大を狙っ
て、「仕上温度〜750℃の平均冷却速度を25℃/
秒以上とする」、「750℃〜700℃の平均冷却速
度を25℃/秒未満とする」を単独ないしは複合して行
うことが好ましい。
【0044】第五に、巻取温度は500℃以下とする。
500℃超では残留γ占積率の低下が起こる。マルテン
サイトを得たい場合は350℃以下とする。図9は耐衝
突安全性の指標である加工硬化指数に及ぼす巻取温度の
影響を示したものである。巻取温度の低下により加工硬
化指数が向上しており、500℃以下ではより低い温度
が好ましい。
500℃超では残留γ占積率の低下が起こる。マルテン
サイトを得たい場合は350℃以下とする。図9は耐衝
突安全性の指標である加工硬化指数に及ぼす巻取温度の
影響を示したものである。巻取温度の低下により加工硬
化指数が向上しており、500℃以下ではより低い温度
が好ましい。
【0045】
【実施例】表1に示す化学成分を有する鋼を鋳造して得
た鋼片を用いて、表2に示す熱間仕上圧延、冷却、巻取
処理を行い、薄鋼板を得た。得られた薄鋼板の板厚は鋼
番1〜4が=1.8mm、鋼番5〜6が=1.4mm、
鋼番7〜10が=2.2mm、鋼番11〜15が=1.
2mmである。薄鋼板ミクロ組織を表3に、薄鋼板の耐
衝突安全性及び成形性を表4に示す。本発明例が鋼番1
〜7,鋼番11〜12及び鋼番15であり、比較例が鋼
番8〜10及び鋼番13〜14である。
た鋼片を用いて、表2に示す熱間仕上圧延、冷却、巻取
処理を行い、薄鋼板を得た。得られた薄鋼板の板厚は鋼
番1〜4が=1.8mm、鋼番5〜6が=1.4mm、
鋼番7〜10が=2.2mm、鋼番11〜15が=1.
2mmである。薄鋼板ミクロ組織を表3に、薄鋼板の耐
衝突安全性及び成形性を表4に示す。本発明例が鋼番1
〜7,鋼番11〜12及び鋼番15であり、比較例が鋼
番8〜10及び鋼番13〜14である。
【0046】本発明例では比較例を格段に越える優れた
耐衝突安全性(加工硬化指数≧0.130、降伏強さ×
加工硬化指数≧70)及び成形性(降伏比≦85
(%)、引張強さ×全伸び≧20000(MPa・
%)、穴拡げ比≧1.25)を兼備した自動車用熱延高
強度薄鋼板が得られている。なお、本発明例はスポット
溶接性もたがね試験において剥離破断がなく、良好であ
った。
耐衝突安全性(加工硬化指数≧0.130、降伏強さ×
加工硬化指数≧70)及び成形性(降伏比≦85
(%)、引張強さ×全伸び≧20000(MPa・
%)、穴拡げ比≧1.25)を兼備した自動車用熱延高
強度薄鋼板が得られている。なお、本発明例はスポット
溶接性もたがね試験において剥離破断がなく、良好であ
った。
【0047】ミクロ組織は以下の方法で評価した。
【0048】フェライト、マルテンサイト及び残部組織
の同定、存在位置の観察、及び平均円相当径と占積率の
測定はナイタ−ル試薬及び特開昭59−219473に
開示された試薬により薄鋼板圧延方向断面を腐食した倍
率1000倍の光学顕微鏡写真により行った。
の同定、存在位置の観察、及び平均円相当径と占積率の
測定はナイタ−ル試薬及び特開昭59−219473に
開示された試薬により薄鋼板圧延方向断面を腐食した倍
率1000倍の光学顕微鏡写真により行った。
【0049】残留γの平均円相当径は特願平3−351
209で開示された試薬により圧延方向断面を腐食し、
倍率1000倍の光学顕微鏡写真より求めた。また、同
写真によりその存在位置を観察した。
209で開示された試薬により圧延方向断面を腐食し、
倍率1000倍の光学顕微鏡写真より求めた。また、同
写真によりその存在位置を観察した。
【0050】残留γ占積率(Vγ:単位は%)はMo−
Kα線によるX線解析で次式に従い、算出した。
Kα線によるX線解析で次式に従い、算出した。
【0051】Vγ=(2/3){100/(0.7×α
(211)/γ(220)+1)}+(1/3){10
0/(0.78×α(211)/γ(311)+1)} 但し、α(211)、γ(220)、α(211)、γ
(311)は面強度を示す。
(211)/γ(220)+1)}+(1/3){10
0/(0.78×α(211)/γ(311)+1)} 但し、α(211)、γ(220)、α(211)、γ
(311)は面強度を示す。
【0052】残留γのC濃度(Cγ:単位は%)はCu
−Kα線によるX線解析でオ−ステナイトの(200)
面、(220)面、(311)面の反射角から格子定数
(単位はオングストロ−ム)を求め、次式に従い、算出
した。
−Kα線によるX線解析でオ−ステナイトの(200)
面、(220)面、(311)面の反射角から格子定数
(単位はオングストロ−ム)を求め、次式に従い、算出
した。
【0053】 Cγ=(格子定数−3.572)/0.033 特性評価は以下の方法で実施した。
【0054】引張試験はJIS5号(標点距離50m
m、平行部幅25mm)を用い引張速度10mm/分で
実施し、引張強さ(TS)、降伏強さ(YS)、全伸び
(T.El)、一様伸び(U.El)、局部伸び(L.
El)、加工硬化指数(歪5%〜10%のn値)を求
め、YS×加工硬化指数、降伏比(YR=YS/TS×
100)、TS×T.Elを計算した。
m、平行部幅25mm)を用い引張速度10mm/分で
実施し、引張強さ(TS)、降伏強さ(YS)、全伸び
(T.El)、一様伸び(U.El)、局部伸び(L.
El)、加工硬化指数(歪5%〜10%のn値)を求
め、YS×加工硬化指数、降伏比(YR=YS/TS×
100)、TS×T.Elを計算した。
【0055】伸びフランジ性は20mmの打ち抜き穴を
バリのない面から30度円錐ポンチで押し拡げ、クラッ
クが板厚を貫通した時点での穴径(d)と初期穴径(d
o、20mm)との穴拡げ比(d/do)を求めた。
バリのない面から30度円錐ポンチで押し拡げ、クラッ
クが板厚を貫通した時点での穴径(d)と初期穴径(d
o、20mm)との穴拡げ比(d/do)を求めた。
【0056】スポット溶接性は薄鋼板板厚の平方根の5
倍の先端径を有する電極によりチリ発生電流の0.9倍
の電流で接合したスポット溶接試験片をたがねで破断さ
せた時にいわゆる剥離破断を生じたら不適とした。
倍の先端径を有する電極によりチリ発生電流の0.9倍
の電流で接合したスポット溶接試験片をたがねで破断さ
せた時にいわゆる剥離破断を生じたら不適とした。
【0057】
【表1】
【0058】
【表2】
【0059】
【表3】
【0060】
【表4】
【0061】
【発明の効果】本発明により従来にない優れた耐衝突安
全性及び成形性を兼備した自動車用熱延高強度薄鋼板を
低コストかつ安定的に提供することが可能となったた
め、熱延高強度薄鋼板の使用用途・使用条件が格段に広
がり、工業上、経済上の効果は非常に大きい。
全性及び成形性を兼備した自動車用熱延高強度薄鋼板を
低コストかつ安定的に提供することが可能となったた
め、熱延高強度薄鋼板の使用用途・使用条件が格段に広
がり、工業上、経済上の効果は非常に大きい。
【図1】 薄鋼板の加工硬化指数と動的エネルギー吸収
量との関係を示す図である。
量との関係を示す図である。
【図2】 薄鋼板の降伏強さ×加工硬化指数と動的エネ
ルギー吸収量(J)との関係を示す図である。
ルギー吸収量(J)との関係を示す図である。
【図3】 降伏強さが500MPaである薄鋼板の変形
歪み(%)とn値との関係を示す図。
歪み(%)とn値との関係を示す図。
【図4】 加工硬化指数と引張強さ(TS)×全伸び
(T.El)(MPa・%)との関係を示す図である。
(T.El)(MPa・%)との関係を示す図である。
【図5】 衝撃圧壊試験方法に用いられる部品(ハット
モデル)の概観図である。
モデル)の概観図である。
【図6】 試験片形状の断面図である。
【図7】 衝撃圧壊試験方法の模式図である。
【図8】 巻取温度:450(℃)の時の仕上温度
(℃)と加工硬化指数との関係を示す図である。
(℃)と加工硬化指数との関係を示す図である。
【図9】 仕上温度:880(℃)の時の巻取温度
(℃)と加工硬化指数との関係を示す図である。
(℃)と加工硬化指数との関係を示す図である。
1 天板 2 試験片 3 スポット溶接 4 落錘 5 架台 6 ストッパー
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 間渕 秀里 大分市大字西ノ洲1番地 新日本製鐵株式 会社大分製鐵所内
Claims (10)
- 【請求項1】 鋼板の5%成形加工後のミクロ組織にお
いて、残留オ−ステナイトの占積率が3%以上であり、
鋼板特性として加工硬化指数が0.130以上であるこ
とを特徴とする耐衝突安全性及び成形性に優れた自動車
用熱延高強度薄鋼板。 - 【請求項2】 化学成分としてC:0.05〜0.20
重量%、Mn:0.5〜2.0重量%、Si、Alの内
の少なくとも1種以上を0.5重量%〜4.0重量%、
を含み、残部がFe及び不可避的成分からなり、鋼板の
5%成形加工後のミクロ組織において、残留オ−ステナ
イトの占積率が3%以上であり、鋼板特性として加工硬
化指数が0.130以上であることを特徴とする耐衝突
安全性及び成形性に優れた自動車用熱延高強度薄鋼板。 - 【請求項3】 化学成分としてC:0.05〜0.20
重量%、Mn:0.5〜2.0重量%、Si、Alの内
の少なくとも1種以上を0.5重量%〜4.0重量%、
を含み、残部はFe及び不可避的成分からなり、鋼板の
成形加工前のミクロ組織において、Cを1.0重量%以
上含有し、かつ平均円相当径が5μm以下である残留オ
−ステナイトの占積率が5%以上であり、鋼板の5%成
形加工後のミクロ組織において、残留オ−ステナイトの
占積率が3%以上であり、鋼板特性として加工硬化指数
が0.130以上であることを特徴とする耐衝突安全性
及び成形性に優れた自動車用熱延高強度薄鋼板。 - 【請求項4】 化学成分としてC:0.05〜0.20
重量%、Mn:0.5〜2.0重量%、Si、Alの内
の少なくとも1種以上を0.5重量%〜4.0重量%、
を含み、残部はFe及び不可避的成分からなり、鋼板の
成形加工前のミクロ組織において、Cを1.0重量%以
上含有し、かつ平均円相当径が5μm以下である残留オ
−ステナイトの占積率が5%以上であり、平均円相当径
が10μm以下であるフェライトの占積率が50%以
上、残部組織の平均円相当径が10μm以下であり、鋼
板の5%成形加工後のミクロ組織において、残留オ−ス
テナイトの占積率が3%以上であり、鋼板特性として加
工硬化指数が0.130以上、降伏強さ×加工硬化指数
が70以上であることを特徴とする耐衝突安全性及び成
形性に優れた自動車用熱延高強度薄鋼板。 - 【請求項5】 化学成分としてC:0.05〜0.20
重量%、Mn:0.5〜2.0重量%、Si、Alの内
の少なくとも1種以上を0.5重量%〜4.0重量%、
を含み、残部がFe及び不可避的成分からなり、鋼板の
成形加工前のミクロ組織において、Cを1.0重量%以
上含有し、かつ平均円相当径が5μm以下である残留オ
−ステナイトの占積率が5%以上であり、平均円相当径
が10μm以下であるフェライトの占積率が50%以
上、残部組織の平均円相当径が10μm以下であり、鋼
板の5%成形加工後のミクロ組織において、残留オ−ス
テナイトの占積率が3%以上であり、鋼板特性として加
工硬化指数が0.130以上、降伏強さ×加工硬化指数
が70以上、降伏比が85%以下であることを特徴とす
る耐衝突安全性及び成形性に優れた自動車用熱延高強度
薄鋼板。 - 【請求項6】 化学成分としてC:0.05〜0.20
重量%、Mn:0.5〜2.0重量%、Si、Alの内
の少なくとも1種以上を0.5重量%〜4.0重量%、
を含み、残部がFe及び不可避的成分からなり、鋼板の
成形加工前のミクロ組織において、Cを1.0重量%以
上含有し、かつ平均円相当径が5μm以下である残留オ
−ステナイトの占積率が5%以上であり、平均円相当径
が10μm以下であるフェライトの占積率が50%以
上、平均円相当径が10μm以下であるマルテンサイト
の占積率が3%以上、残部組織の平均円相当径が10μ
m以下であり、鋼板特性として加工硬化指数が0.16
0以上、降伏強さ×加工硬化指数が80以上、降伏比が
75(%)以下であることを特徴とする耐衝突安全性及
び成形性に優れた自動車用熱延高強度薄鋼板。 - 【請求項7】 さらに、Ca:0.0005〜0.01
重量%又はREM:0.005〜0.05重量%を含む
ことを特徴とする請求項1〜請求項5の内のいずれか1
つに記載の耐衝突安全性及び成形性に優れた熱延高強度
薄鋼板。 - 【請求項8】 さらに、Ca:0.0005〜0.01
重量%又はREM:0.005〜0.05重量%を含む
ことを特徴とする請求項6記載の耐衝突安全性及び成形
性に優れた熱延高強度薄鋼板。 - 【請求項9】 化学成分としてC:0.05〜0.20
重量%、Mn:0.5〜2.0重量%、Si、Alの内
の少なくとも1種以上を0.5重量%〜4.0重量%、
を含み、残部がFe及び不可避的成分からなる鋼片を初
期鋼片厚が25mm以上、仕上温度が760℃〜920
℃、最終パス圧延速度が500mpm以上で熱間圧延を
行い、その後、ランアウトテーブルにおける700℃以
下の平均冷却速度が25℃/秒以上で冷却を行い、さら
に、500℃以下で巻取を行うことを特徴とする請求項
1〜5及び7の内のいずれか1つに記載の耐衝突安全性
及び成形性に優れた自動車用熱延高強度薄鋼板の製造方
法。 - 【請求項10】 化学成分としてC:0.05〜0.2
0重量%、Mn:0.5〜2.0重量%、Si、Alの
内の少なくとも1種以上を0.5重量%〜4.0重量
%、を含み、残部がFe及び不可避的成分からなる鋼片
を初期鋼片厚が25mm以上、仕上温度が760℃〜9
20℃、最終パス圧延速度が500mpm以上で熱間圧
延を行い、その後、ランアウトテーブルにおける700
℃以下の平均冷却速度が25℃/秒以上で冷却を行い、
さらに、350℃以下で巻取を行うことを特徴とする請
求項6または8に記載の耐衝突安全性及び成形性に優れ
た自動車用熱延高強度薄鋼板の製造方法。
Priority Applications (10)
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---|---|---|---|
JP33138096A JPH10158735A (ja) | 1996-11-28 | 1996-11-28 | 耐衝突安全性及び成形性に優れた自動車用熱延高強度薄鋼板とその製造方法 |
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CA002273334A CA2273334C (en) | 1996-11-28 | 1997-11-28 | High strength steels having high impact energy absorption properties and a method for producing the same |
CN97180921A CN1078623C (zh) | 1996-11-28 | 1997-11-28 | 具有高冲击能量吸收性能的高强度钢及其生产方法 |
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---|---|---|---|---|
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-
1996
- 1996-11-28 JP JP33138096A patent/JPH10158735A/ja active Pending
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