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
- Publication number
- 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
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- weight
- steel sheet
- less
- hot
- formability
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Pending
Links
Classifications
-
- Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
- 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)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| 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 |
| EP97913471.5A EP0952235B2 (en) | 1996-11-28 | 1997-11-28 | Method for producing high-strength steels having high impact energy absorption properties |
| 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 |
| PCT/JP1997/004359 WO1998023785A1 (fr) | 1996-11-28 | 1997-11-28 | Plaque d'acier a haute resistance mecanique dotee d'une forte resistance a la deformation dynamique et procede de fabrication correspondant |
| TW086117962A TW384313B (en) | 1996-11-28 | 1997-11-28 | High strength steels having high impact energy absorption properties and a method for producing the same |
| AU50679/98A AU711873B2 (en) | 1996-11-28 | 1997-11-28 | High-strength steels having high impact energy absorption properties and a method for producing the same |
| US09/308,986 US6319338B1 (en) | 1996-11-28 | 1997-11-28 | High-strength steel plate having high dynamic deformation resistance and method of manufacturing the same |
| KR1019997004657A KR100318213B1 (ko) | 1996-11-28 | 1997-11-28 | 높은 동적 변형 저항을 가진 고 강도 강 시트 및 그 제조 방법 |
| EP10181458A EP2314730B1 (en) | 1996-11-28 | 1997-11-28 | High-strength steels having high impact energy absorption properties. |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| 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 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH10158735A true JPH10158735A (ja) | 1998-06-16 |
Family
ID=18243048
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP33138096A Pending 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 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH10158735A (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2007086088A1 (en) * | 2006-01-26 | 2007-08-02 | Giovanni Arvedi | Hot rolled dual phase steel strip having features of a cold rolled strip |
| EP2060646A1 (en) * | 2006-12-27 | 2009-05-20 | Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corporation | Stainless steel sheet for structural members excellent in impact -absorbing characteristics |
| WO2018179387A1 (ja) | 2017-03-31 | 2018-10-04 | 新日鐵住金株式会社 | 熱間圧延鋼板 |
| CN110431064A (zh) * | 2017-03-02 | 2019-11-08 | 杰富意钢铁株式会社 | 车身用结构体 |
| CN113383096A (zh) * | 2019-03-06 | 2021-09-10 | 日本制铁株式会社 | 热轧钢板 |
-
1996
- 1996-11-28 JP JP33138096A patent/JPH10158735A/ja active Pending
Cited By (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2007086088A1 (en) * | 2006-01-26 | 2007-08-02 | Giovanni Arvedi | Hot rolled dual phase steel strip having features of a cold rolled strip |
| EP2060646A1 (en) * | 2006-12-27 | 2009-05-20 | Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corporation | Stainless steel sheet for structural members excellent in impact -absorbing characteristics |
| EP2060646A4 (en) * | 2006-12-27 | 2014-01-01 | Nippon Steel & Sumikin Sst | STAINLESS STEEL SHEET FOR STRUCTURAL ELEMENTS HAVING EXCELLENT SHOCK ABSORPTION CHARACTERISTICS |
| CN110431064A (zh) * | 2017-03-02 | 2019-11-08 | 杰富意钢铁株式会社 | 车身用结构体 |
| CN110431064B (zh) * | 2017-03-02 | 2021-11-12 | 杰富意钢铁株式会社 | 车身用结构体 |
| WO2018179387A1 (ja) | 2017-03-31 | 2018-10-04 | 新日鐵住金株式会社 | 熱間圧延鋼板 |
| KR20190135505A (ko) | 2017-03-31 | 2019-12-06 | 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 | 열간 압연 강판 |
| US10894996B2 (en) | 2017-03-31 | 2021-01-19 | Nippon Steel Corporation | Hot rolled steel sheet |
| CN113383096A (zh) * | 2019-03-06 | 2021-09-10 | 日本制铁株式会社 | 热轧钢板 |
| CN113383096B (zh) * | 2019-03-06 | 2022-10-04 | 日本制铁株式会社 | 热轧钢板 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP4411221B2 (ja) | 伸び及び伸びフランジ性に優れた低降伏比高強度冷延鋼板およびめっき鋼板並びにその製造方法 | |
| KR100318213B1 (ko) | 높은 동적 변형 저항을 가진 고 강도 강 시트 및 그 제조 방법 | |
| JP3619357B2 (ja) | 高い動的変形抵抗を有する高強度鋼板とその製造方法 | |
| KR20070061859A (ko) | 신장과 구멍 확장성이 우수한 고강도 박강판 및 그 제조방법 | |
| WO1998032889A1 (fr) | Tole d'acier a haute resistance mecanique, tres resistante a la deformation dynamique et d'une excellente ouvrabilite, et son procede de fabrication | |
| JP2001207235A (ja) | 高張力溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 | |
| JP2000282175A (ja) | 加工性に優れた超高強度熱延鋼板およびその製造方法 | |
| JP3551064B2 (ja) | 耐衝撃性に優れた超微細粒熱延鋼板およびその製造方法 | |
| JP3492176B2 (ja) | 高い動的変形抵抗を有する良加工性高強度鋼板とその製造方法 | |
| JP3231204B2 (ja) | 疲労特性にすぐれる複合組織鋼板及びその製造方法 | |
| JP6628561B2 (ja) | 加工性に優れた構造部材用ステンレス鋼板及びその製造方法 | |
| JP2004002969A (ja) | 伸び特性および伸びフランジ特性に優れた高張力熱延鋼板とその製造方法 | |
| JPH1161326A (ja) | 耐衝突安全性及び成形性に優れた自動車用高強度鋼板とその製造方法 | |
| JP3936440B2 (ja) | 耐衝突安全性と成形性に優れた自動車用高強度鋼板とその製造方法 | |
| JP2010168651A (ja) | 高強度熱延鋼板およびその製造方法 | |
| JPH07252592A (ja) | 成形性、低温靭性及び疲労特性に優れた熱延高強度鋼板 | |
| JP2001226741A (ja) | 伸びフランジ加工性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JPH10259448A (ja) | 静的吸収エネルギー及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板並びにその製造方法 | |
| JPH10273752A (ja) | 耐衝突安全性及び成形性に優れた自動車用高強度鋼板とその製造方法 | |
| JPH10158735A (ja) | 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 | |
| JP3577987B2 (ja) | プレス成形用熱延鋼板およびその製造方法 | |
| JP7192819B2 (ja) | 高強度鋼板およびその製造方法 | |
| JP7192818B2 (ja) | 高強度鋼板およびその製造方法 | |
| JP3954411B2 (ja) | 材質均一性、穴拡げ性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法 | |
| JP2000290745A (ja) | 疲労特性と衝突安全性に優れた加工用高強度鋼板及びその製造方法 |