JP2000290745A

JP2000290745A - 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

Info

Publication number: JP2000290745A
Application number: JP9935099A
Authority: JP
Inventors: Osamu Kono; 治河野; Junichi Wakita; 淳一脇田; Hidesato Mabuchi; 秀里間渕
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1999-04-06
Filing date: 1999-04-06
Publication date: 2000-10-17

Abstract

(57)【要約】【課題】本発明は、材質安定化と低コストの観点から
の要望も充分満足し得る疲労特性と衝突安全性に優れた
加工用高強度鋼板並びにその製造方法を提供することを
目的とする。【解決手段】成形加工前のミクロ組織において、ビッ
カース硬度１８０超のフェライトを主相とし、体積分率
で３％以上の残留オーステナイト（γ）を含み、残部組
織（第２相）の体積分率が６％未満または３％未満であ
り、５％成形加工後のミクロ組織において、体積分率で
３％以上の残留オーステナイト（γ）を含み、加工硬化
指数が０．１３０以上であることを特徴とする疲労特性
と衝突安全性に優れた加工用高強度鋼板。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、主に乗用車、トラ
ック等のボデー、シャーシ関連の構造部材や補強部材に
使用することを念頭においた疲労特性と衝突安全性に優
れた加工用高強度鋼板並びにその製造方法に関するもの
である。

【０００２】

【従来の技術】地球環境の負荷軽減に直結する自動車の
燃費低減を背景にして、乗用車やトラックの車体軽量化
を目的に、板厚に薄い高強度鋼板の適用が急速に拡大し
ている。しかし、板厚を薄くすることにより剛性が低下
するため、長期走行を考慮した場合、耐久性の低下が懸
念されており、耐久性の指標として鋼板の疲労特性を高
めることが必要とされている。また、耐久用部材といえ
ども自動車では優れた加工性が要求されるため、疲労特
性に優れた加工用の高強度鋼板が望まれている。

【０００３】このような状況に応えるため、本発明者ら
は特開平０７−２５２５９２号公報にて提案したフェラ
イト、ベイナイト、残留オーステナイト（γ）の３相か
らなる高強度鋼板を開発した。しかしながら、その疲労
限度比は０．４５〜０．５１と低く、より高いレベルの
疲労限度比を有した加工用高強度鋼板が望まれていた。
また、特開平０７−２５２５９２号公報では、残留オー
ステナイト（γ）を得るためにフェライト変態とベイナ
イト変態を利用しており、これは当業者によく知られて
いるようにベイナイト変態域の温度制御性を悪化させ、
材質バラツキ、製品歩留の低下（ひいては製品コストの
アップ）といった問題点を抱えており、安定した材質と
低コスト化が望まれていた。

【０００４】さらに、直近では、自動車事故時の乗員保
護の視点から衝突安全に関する法規制が急速に拡大・強
化されつつあり、衝突安全性の観点からも高強度鋼への
期待がますます高まっている。

【０００５】しかし、従来の高強度鋼は成形性の向上を
主眼として開発されてきたものであり、衝突安全性の観
点では、その適用が疑問視されている。

【０００６】衝突安全性に優れた鋼板及びその製造方法
に係る従来技術としては、特開平０７−１８３７２号公
報では、衝突安全性の指標として鋼板の高歪速度下にお
ける降伏強度を高めることが提案されているが、自動車
用部材は成形加工時及び衝突変形時に歪を受けるため、
衝突安全性の指標としては、これらの歪による加工硬化
分を降伏強度に加味することが必要であり、加工硬化を
考慮していない上記従来技術では不十分であった。

【０００７】すなわち、実用の観点から、現在、疲労特
性と衝突安全性を兼備した加工用高強度鋼板が開発され
ていないのが実状である。

【０００８】

【発明が解決しようとする課題】以上の従来の問題点に
鑑みて、本発明は、材質安定化と低コストの観点からの
要望も充分満足し得る疲労特性と衝突安全性に優れた加
工用高強度鋼板並びにその製造方法を提供することを目
的とする。

【０００９】

【課題を解決するための手段】本発明者らは、上記課題
を解決するために種々の実験を行い、詳細な検討を重ね
た結果、（１）疲労限度比を向上させるには第２相（フ
ェライトと残留オーステナイト（γ）を除いた残部）を
排しフェライトを強化し、その体積分率を高めることが
重要であること、（２）かかる組織構成において、残留
γは加工性を高め疲労特性にも寄与すること、（３）さ
らにかかる組織構成にすることにより疲労限度比のバラ
ツキをも改善することができること、（４）衝突安全性
の向上には鋼板の加工硬化指数を高め、降伏強さ×加工
硬化指数を高めることが必要であることを見いだし、本
発明に至ったのである。

【００１０】さらに残部組織である第２相を排すること
により、加工性のバラツキ、製品歩留の低下（ひいては
製品コストアップ）といった問題点をも解消し、疲労特
性、衝突安全性、強度、加工性等の特性向上と低コスト
の両立を果たしたのである。

【００１１】つまり、本発明の要旨とするところは、以
下の通りである。

【００１２】（１）成形加工前のミクロ組織におい
て、ビッカース硬度１８０超のフェライトを主相とし、
体積分率で３％以上の残留オーステナイト（γ）を含
み、残部組織（第２相）の体積分率が６％未満であり、
５％成形加工後のミクロ組織において、体積分率で３％
以上の残留オーステナイト（γ）を含み、加工硬化指数
が０．１３０以上であることを特徴とする疲労特性と衝
突安全性に優れた加工用高強度鋼板。

【００１３】（２）成形加工前のミクロ組織におい
て、ビッカース硬度１８０超のフェライトを主相とし、
体積分率で３％以上の残留オーステナイト（γ）を含
み、残部組織（第２相）の体積分率が３％未満であり、
５％成形加工後のミクロ組織において、体積分率で３％
以上の残留オーステナイト（γ）を含み、加工硬化指数
が０．１３０以上であることを特徴とする疲労特性と衝
突安全性に優れた加工用高強度鋼板。

【００１４】（３）フェライト体積分率（Ｖｆ）が８
０％超且つフェライト平均粒径（ｄｆ）が６μｍ未満で
あることを特徴とする上記（１）又は上記（２）に記載
の疲労特性と衝突安全性に優れた加工用高強度鋼板。

【００１５】（４）フェライト体積分率（Ｖｆ）とフ
ェライト平均粒径（ｄｆ）との比Ｖｆ／ｄｆが１８以上
であることを特徴とする上記（１）〜（３）の何れか１
つに記載の疲労特性に優れた加工用高強度鋼板。

【００１６】（５）第２相及び残留オーステナイト
（γ）の平均粒径がフェライト平均粒径より小さいこと
を特徴とする上記（１）〜（４）の何れか１つに記載の
疲労特性と衝突安全性に優れた加工用高強度鋼板。

【００１７】（６）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上記（１）〜（５）の何れか
１つに記載の疲労特性と衝突安全性に優れた加工用高強
度鋼板。

【００１８】（７）化学成分として、Ｃ：０．０３〜
０．３重量％、ＳｉとＡｌの内の１種又は２種を合計量
で０．５〜４％、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕの内の
１種又は２種以上を合計量で０．５〜４％を含むことを
特徴とする上記（１）〜（６）の何れかに記載の疲労特
性と衝突安全性に優れた加工用高強度鋼板。

【００１９】（８）化学成分として、Ｓｉ＜０．１％
とすることを特徴とする上記（７）に記載の疲労特性と
衝突安全性に優れた加工用高強度鋼板。

【００２０】（９）化学成分として、Ｓｉ：０．１〜
１％とすることを特徴とする上記（７）に記載の疲労特
性と衝突安全性に優れた加工用高強度鋼板。

【００２１】（１０）化学成分として、Ｓｉ：１％超
〜４％とすることを特徴とする上記（７）に記載の疲労
特性と衝突安全性に優れた加工用高強度鋼板。

【００２２】（１１）化学成分として、Ａｌ≦０．２
％とすることを特徴とする上記（７）に記載の疲労特性
と衝突安全性に優れた加工用高強度鋼板。

【００２３】（１２）フェライト体積分率（Ｖｆ）
が、Ｃ／（１−０．０１×Ｖｆ）＋０．０７×Ｍｎ＋
０．０４×（Ｎｉ＋Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｃｕ）≧０．８７の関
係式を満たすことを特徴とする上記（７）〜（１１）の
何れか１つに記載の疲労特性と衝突安全性に優れた加工
用高強度鋼板。

【００２４】（１３）化学成分として、さらにＮｂ、
Ｖ、Ｔｉ、Ｐ、Ｂ、Ｃａ、ＲＥＭの１種又は２種以上
を、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉについては、それらの１種又は２種
以上を合計量で０．３％以下、Ｐについては、０．３％
以下、Ｂについては、０．０１％以下、Ｃａについて
は、０．０００５〜０．０１％ＲＥＭについては、０．
００５〜０．０５％を含むことを特徴とする上記（７）
〜（１２）の何れか１つに記載の疲労特性と衝突安全性
に優れた加工用高強度鋼板。

【００２５】（１４）仕上温度（ＦＴ）をＡｒ₃〜Ａ
ｒ₃＋１８０℃とし、さらにパラメータＡが（１）式及
び（２）式を満たすように熱間圧延を終了し、熱延に引
き続く冷却テーブルにおける平均冷却速度（ＣＲ）を５
℃／秒以上とし、さらにパラメータＡが（３）式を満た
すように巻取温度（ＣＴ）を調整することを特徴とする
疲労特性と衝突安全性に優れた加工用高強度鋼板の製造
方法。９≦ｌｏｇＡ≦１８・・・（１） ΔＴ≦２１×ｌｏｇＡ−１０８・・・（２）ＣＴ≦６×ｌｏｇＡ＋２９６・・・（３）ただし、パラメータＡ＝ε* ×ｅｘｐ｛（７５２８２
−４２７４５×Ｃｅｑ）／［１．９７８×（ＦＴ＋２７
３）］｝ＦＴ：仕上温度（℃）Ｃｅｑ：炭素当量＝Ｃ＋Ｍｎｅｑ／６（％）Ｍｎｅｑ：マンガン当量＝Ｍｎ＋（Ｎｉ＋Ｃｒ＋Ｃｕ）
／２（％） ε* ：最終パス歪み速度（Ｓ^-1） ε* ＝（ｖ／（Ｒ×ｈ₁）^0.5）×（１／ｒ^0.5）×ｌｎ
｛１／（１−ｒ）｝ｈ₁：最終パス入側板厚、ｈ₂：最終パス出側板厚、r＝
（ｈ₁−ｈ₂）／ｈ₁ Ｒ：ロール径、ｖ：最終パス出側速度 ΔＴ：仕上温度（仕上最終パス出側温度）−仕上入側温
度（仕上第一パス入側温度）Ａｒ₃＝８６８−３９６×Ｃ＋２５×Ｓｉ−６８×Ｍｎ
−３６×Ｎｉ−２１×Ｃｕ−２５×Ｃｒ＋３０×Ｍｏ

【００２６】（１５）さらに、熱延鋼板を酸洗後冷延
し、その後、連続焼鈍する際に、焼鈍温度ＳＴをＡｃ₁
〜Ａｃ₃の温度範囲とし、その温度範囲で１０秒以上保
持し、その後、平均冷却速度（ＣＲ₁）１〜１０℃／秒
で５５０〜７００℃の範囲内の温度（Ｔ₁）へ冷却し、
さらに温度（Ｔ₁）以降は３５０℃以下の温度（Ｔ₂）ま
で平均冷却速度（ＣＲ₂）１０℃／秒以上で冷却するこ
とを特徴とする上記（１４）に記載の疲労特性と衝突安
全性に優れた加工用高強度鋼板の製造方法。

【００２７】

【発明の実施の形態】本発明者らは、種々の実験を行
い、詳細な検討を重ねた結果、（１）疲労限度比を向上
させるには第２相（フェライトと残留オーステナイト
（γ）を除いた残部）を排しフェライトを強化し、その
体積分率を高めることが重要であること、（２）かかる
組織構成において、残留γは加工性を高め疲労特性にも
寄与すること、（３）さらにかかる組織構成にすること
により疲労限度比のバラツキをも改善することができる
こと、（４）衝突安全性の向上には鋼板の加工硬化指数
を高め、降伏強さ×加工硬化指数を高めることが必要で
あることを見いだし、本発明に至ったのである。

【００２８】さらに残部組織である第２相を排すること
により、加工性のバラツキ、製品歩留の低下（ひいては
製品コストアップ）といった問題点をも解消し、疲労特
性、衝突安全性、強度、加工性等の特性向上と低コスト
の両立を果たしたのである。

【００２９】以下に本発明の内容についてさらに詳細説
明する。

【００３０】まず、本発明の鋼板ミクロ組織について説
明する。

【００３１】フェライト及び第２相については、疲労限
度比の向上のために強化したフェライトを増やし第２相
を排することが最大のポイントである。

【００３２】図１に、疲労限度比に及ぼす第２相体積分
率の影響を示す。第２相体積分率＜６％で疲労限度比
０．５２以上、第２相体積分率＜３％で疲労限度比０．
５６以上が得られている。さらに、第２相体積分率＜１
％とすることは疲労限度比の向上に好ましい。

【００３３】図２にはフェライト硬さの疲労限向上への
影響を示したもので、固溶元素の増加を通じたフェライ
ト硬さの増大に伴い疲労限が向上している。また、その
下限値としては、引張強さ、切欠き感受性、フレッチン
グ疲労等の特性確保をも考慮するとフェライト硬さ＞１
８０が必要である。

【００３４】なお、図１及び図２に記載の疲労特性は、
図３に記載の疲労試験片を用いて求めた。

【００３５】図４及び図５は衝突安全性の指標となる動
的エネルギー吸収量と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。鋼板の加工硬
化指数及び降伏強さ×加工硬化指数の増大により衝突安
全性（動的エネルギー吸収量）が向上しており、衝突安
全性の指標として、同一クラスの降伏強さであれば鋼板
の加工硬化指数（０．１３以上）、降伏強さのクラスが
異なれば、鋼板の降伏強さ×加工硬化指数（７０以上）
が妥当であることを示している。ただし、降伏強さ×加
工硬化指数が７０以上であっても加工硬化指数が０．１
３未満であると降伏強さがいたずらに増大し、プレス成
形性の劣化を招くので、加工硬化指数を高めることが肝
要である。

【００３６】なお、部材への成形加工時に鋼板が歪を受
けることをを考慮して、加工硬化指数は歪５〜１０％の
ｎ値で代表的に表現したが、本質的には成形加工時の加
工硬化指数が高いことに最大の特徴を有するものであ
る。また、プレスの設備能力から成形荷重の増大を抑え
ることが望まれる場合、変形抵抗を低く抑えるべく、歪
０〜５％のｎ値を低くすることが有効である。逆にプレ
スの設備能力が充分にある場合には、歪０〜５％のｎ値
も高めることが衝突安全性向上の観点から有効である。

【００３７】さらに、加工硬化指数が増大することによ
り、鋼板のくびれが抑制され、降伏強さ×全伸び等で表
現される成形性も向上する。

【００３８】なお、図４及び図５に記載の動的エネルギ
ー吸収量は、板厚１．２ｍｍの熱延材を用い、下記の衝
撃圧壊試験法により求めた。すなわち、鋼板を図６〜７
に示すように、コーナーＲ＝５ｍｍのハット型試験片に
成形し（図６）、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、２つの天板１間に試験片２を配設した部品と
し、さらに１７０℃×２０分の焼付塗装処理を行った
後、図８の試験方法の模式図に示すように約１５０ｋｇ
の落錘４を約１０ｍの高さから落下させ、ショックアブ
ソーバー６を設けた架台５の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異＝０〜１５０
ｍｍの変位仕事を算出して、動的エネルギー吸収量とし
た。

【００３９】残留オーステナイト（γ）については、そ
の体積分率を３％以上とすることにより加工性を高める
作用を発揮する。また、き裂停留やき裂迂回へのＴＲＩ
Ｐ（変態誘起塑性）の寄与によると推定される疲労限度
比や切欠き感受性の改善へも寄与する。

【００４０】さらに５％成形加工後における残留オース
テナイト（γ）の体積分率を３％以上とすることによ
り、成形加工後の衝突時に残留γが硬いマルテンサイト
へ変態して変形荷重を高められ（変形仕事量を高め
る）、その結果、動的エネルギー吸収量を増加でき、衝
突安全性向上に寄与する。

【００４１】好ましくは成形加工前のミクロ組織におけ
る残留オーステナイト（γ）の炭素濃度（Ｃγ）を１％
以上とすることにより、成形加工に対する残留オーステ
ナイト（γ）の安定化が向上し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、成形加工後の衝
突時における加工硬化指数をより高めることに寄与す
る。なお、残留オーステナイト（γ）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オーステナイト
（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、残留オーステナイト（γ）はフェライトに隣接
することが好ましい。

【００４２】上記の疲労特性、衝突安全性、成形性に及
ぼす効果をさらに高めるには、（１）フェライト体積分
率（Ｖｆ）を８０％超（好ましくは８５％超）且つフェ
ライト平均粒径（ｄｆ）を６μｍ未満とする、（２）Ｖ
ｆ／ｄｆを１８以上とする、（３）第２相及び残留オー
ステナイト（γ）の平均粒径をフェライト平均粒径より
小さくすることが、組織微細化、第二相と残留オーステ
ナイト（γ）の分散化、異相界面積変化等の作用を通じ
て効果を発揮し、さらにその効果は鋼板全体に及ぶよう
に作用する。

【００４３】次に、本発明の化学成分について説明す
る。

【００４４】Ｃはオーステナイトを安定化し、残留オー
ステナイト（γ）の確保のために、組織の粗大化を防止
するために、０．０３重量％以上添加する。ただし、そ
の上限は衝突時に部材接合部が容易に剥離することを避
け、スポット溶接性不良、第二相体積分率の増大（フェ
ライト体積分率の低下）及びそれに伴うＣ農化不足や残
留オーステナイト（γ）体積分率低下、粗大ベイナイト
の出現や粗大ベネチックフェライトの出現を避ける観点
から、０．３重量％以下とする。好ましくは０．１５重
量％以下、より好ましくは０．１重量％以下とする。

【００４５】Ｓｉ、Ａｌは残留オーステナイト（γ）を
得るために重要な元素であり、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、残留オーステ
ナイト（γ）を確保する作用があると同時に脱酸元素・
フェライト強化元素としても作用する。上記効果を得る
観点から、ＳｉとＡｌの内の１種もしくは２種の合計添
加量の下限値は０．５重量％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、
コスト増等の悪影響のため、その合計添加量の上限値は
４重量％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％（好ましくは０．０１重
量％）とすることにより、Ｓｉスケールを回避するか、
Ｓｉ＞１重量％（好ましくは１．２重量％）とすること
により、Ｓｉスケールを無害化（全面に発生させ目立た
なくする）してもよい。一方、耐火物溶損やノズル閉塞
等の製鋼上デメリットや靱性や集合組織制御等の材質上
の観点を重視する場合、Ａｌ≦０．２％（好ましくは
０．１％）とする。なお、フェライト強化作用はＳｉよ
りＡｌの方が小さいため、引張強さを低く抑えたい場合
は、Ａｌ添加量を増し、Ｓｉ添加量を減ずることも可能
である。さらにより高い穴拡げ性（ｄ／ｄ₀）が必要な
場合も同様である。

【００４６】Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕはオーステ
ナイトを安定化して残留オーステナイト（γ）を確保す
る作用があるとともにフェライト強化元素である。ま
た、組織微細化や第二相分率制御にも寄与する。上記の
効果を得るためには、それらの内の１種もしくは２種以
上の合計添加量の下限値は０．５重量％とする必要があ
る。ただし、コストと効果の兼ね合いから、その合計添
加量の上限値は４重量％とする。

【００４７】本発明のミクロ組織を得るためには、フェ
ライト変態温度域であるＡ₃変態点近傍でフェライト変
態の抑制作用が小さく、フェライト変態域より低温でオ
ーステナイト安定化作用が大きいことが望まれる。その
観点からＭｏ、Ｃｒ（特にＭｏ）の添加が好ましい。一
方、Ｍｎはフェライト変態温度域より低温でのオーステ
ナイト安定化作用は大きいが、Ａ₃変態点近傍でのフェ
ライト変態抑制作用も比較的強いため、好ましくは２重
量％以下とする。

【００４８】また、好ましくはフェライト変態進行に伴
うＣ濃縮によるオーステナイトの安定化を考慮して、Ｃ
／（１−０．０１×Ｖｆ）＋０．０７×Ｍｎ＋０．０４
×（Ｎｉ＋Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｃｕ）≧０．８７を満たすこと
が望まれる。なお、上式において、Ｖｆはフェライト体
積分率である。左辺の値の増大に伴い、Ｍｓ点が低下
し、第二相体積分率の増大を抑え、最終的に本発明での
所望の組織を得るに好ましく作用する。

【００４９】さらに、選択元素として、Ｎｂ、Ｖ、Ｔ
ｉ、Ｐ、Ｂ、Ｃａ、ＲＥＭの１種又は２種以上を添加し
てもよい。

【００５０】Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉは高強度化に有効な元素で
あるが、効果とコストの兼ね合いから、それらの添加量
は１種又は２種以上を合計量で０．３重量％以下とす
る。

【００５１】Ｐは残留オーステナイトの確保、高強度化
に有効な元素であるが、効果とコストの兼ね合いから、
添加量は０．３重量％以下とする。特に優れた２次加工
性、靱性、スポット溶接性、リサイクル性が要求される
場合はＰ≦０．０５重量％（好ましくは０．０２重量
％）とする。一方、Ｓｉスケール模様等を避け、優れた
表面性状を得る観点からはＰ≧０．０１５重量％が好ま
しい。

【００５２】Ｂは高強度化に有効な元素であるが、効果
とコストの兼ね合いから、その添加量は０．０１重量％
以下とする。

【００５３】Ｃａは硫化物系介在物の形態制御（球状
化）により、加工性（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、その効果の
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、ＲＥＭも同様の理由からその添加量を０．００５〜
０．０５重量％とする。なお、ＲＥＭは希土類元素であ
るＹ、Ｃｅ、Ｌａ等である。

【００５４】さらに好ましくは、Ｓは硫化物系介在物に
よる加工性（特に穴拡げ比）、スポット溶接性の劣化防
止の観点から、その添加量は、≦０．０１重量％（好ま
しくは０．００３重量％、より好ましくは１０ｐｐｍ）
とする。

【００５５】なお、オーステナイトの安定化や高強度化
等を狙って、必要に応じて、Ｎ≦０．０２重量％添加し
てもよい。

【００５６】次に以下に本発明の製造方法について説明
する。

【００５７】まず、熱延高強度鋼板の製造方法について
説明する。

【００５８】第一に、熱間圧延における仕上温度（Ｆ
Ｔ）は、鋼板の化学成分で決まるＡｒ ₃〜Ａｒ₃＋１８０
℃とする。Ａｒ₃℃未満ではフェライトが歪みを受け、
加工性を劣化させる。Ａｒ₃＋１８０℃超では第二相体
積分率の増大（フェライト分率の低下）、オーステナイ
ト（γ）へのＣ濃化不足、残留オーステナイト（γ）体
積分率の低下や平均粒径の粗大化が起こるとともにスケ
ール疵の発生からも好ましくない。また加工硬化指数を
高めるためには仕上温度は低温側が好ましい。

【００５９】第二に、パラメータＡが（１）式及び
（２）式を満たすように熱間圧延を行う。フェライト変
態促進、オーステナイト（γ）へのＣ濃化促進、残留γ
の確保、加工硬化指数の向上や平均粒径の微細化等を果
たし所望の組織を得るという観点から（１）式の下限と
（２）式の上限を設け、設備の過大化を避けるという観
点から（１）式の上限を設ける。

【００６０】９≦ｌｏｇＡ≦１８・・・（１） ΔＴ≦２１×ｌｏｇＡ−１０８・・・（２）ただし、パラメータＡ＝ε* ×ｅｘｐ｛（７５２８２
−４２７４５×Ｃｅｑ）／［１．９７８×（ＦＴ＋２７
３）］｝ＦＴ：仕上温度（℃）Ｃｅｑ：炭素当量＝Ｃ＋Ｍｎｅｑ／６（％）Ｍｎｅｑ：マンガン当量＝Ｍｎ＋（Ｎｉ＋Ｃｒ＋Ｃｕ）
／２（％） ε* ：最終パス歪み速度（Ｓ^-1） ε* ＝（ｖ／（Ｒ×ｈ₁）^0.5）×（１／ｒ^0.5）×ｌｎ
｛１／（１−ｒ）｝ｈ₁：最終パス入側板厚、ｈ２：最終パス出側板厚、r＝
（ｈ₁−ｈ₂）／ｈ₁ Ｒ：ロール径、ｖ：最終パス出側速度 ΔＴ：仕上温度（仕上最終パス出側温度）−仕上入側温
度（仕上第一パス入側温度）Ａｒ₃＝８６８−３９６×Ｃ＋２５×Ｓｉ−６８×Ｍｎ
−３６×Ｎｉ−２１×Ｃｕ−２５×Ｃｒ＋３０×Ｍｏ

【００６１】なお、熱間圧延における初期鋼片厚は２５
ｍｍ以上が好ましく、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。熱間圧延における仕上最終パ
ス出側速度は５００ｍｐｍ以上（より好ましくは６００
ｍｐｍ以上宇）が好ましい。

【００６２】第三に、冷却テーブルにおける平均冷却速
度（ＣＲ）を５℃／秒以上とする。５℃／秒未満では炭
化物の過剰生成、残留γ体積分率の低下等の悪影響を生
じ、所望の組織・鋼板が得られない。なお、この冷却は
一定の冷却速度で行っても、冷却途中で冷却速度を変更
するゆわゆる多段冷却を行ってもよい。

【００６３】第四に、（３）式を満たすような巻取温度
（ＣＴ）に調整して巻取を行う。（３）式の上限を越え
ると第二相分率が増大する等の悪影響を生じ所望の組織
・鋼板が得られない。

【００６４】ＣＴ≦６×ｌｏｇＡ＋２９６・・・（３）ただし、ＣＴ：巻取温度（℃）

【００６５】次に、冷延高強度鋼板の製造方法について
説明する。

【００６６】冷延高強度鋼板を製造するに際しては、連
続焼鈍条件が最も重要であり、熱間圧延、熱間圧延後の
酸洗、冷間圧延の各条件を規制する必要は特にない。ま
た、焼鈍後に必要に応じ、調質圧延、電気めっき等を施
してもよい。

【００６７】第一に、焼鈍温度（ＳＴ）を鋼板の化学成
分で決まるＡｃ₁〜Ａｃ₃の温度範囲とし、その温度範囲
で１０秒以上保持することが必要である。Ａｃ₁未満で
は逆変態オーステナイトが生成しないため、その後、残
留オーステナイトを得ることができず、Ａｃ₃超では粗
大なオーステナイト組織となるため、その後、本発明の
所望のミクロ組織を得ることができない。また、１０秒
未満では逆変態オーステナイトの生成量が不足するた
め、その後、本発明の所望の組織を得ることができな
い。なお、滞在時間の上限は設備の長大化、ミクロ組織
の粗大化を避ける観点から２００秒以下が好ましい。な
お、Ａｃ₁及びＡｃ₃は次式に基づいて決定する。

【００６８】Ａｃ₁＝７２３−１０．７×Ｍｎ−１６．
９× Ｎｉ＋２９．１×Ｓｉ＋１６．９×ＣｒＡｃ₃＝９１０−２０３×Ｃ^0.5−１５．２× Ｎｉ＋４
４．７×Ｓｉ＋１０４×Ｖ＋３１．５×Ｍｏ

【００６９】第二に、平均冷却速度（ＣＲ₁）１〜１０
℃／秒で５５０〜７００℃の範囲の温度（Ｔ₁）まで冷
却を行う。未変態オーステナイトへＣを濃化させ所望の
残留オーステナイト（γ）を得るために平均冷却速度
（ＣＲ₁）の上限を１０℃／秒とし、設備の長大化抑制
の観点から下限を１℃／秒とした。また、未変態オース
テナイトへのＣ濃化を企図して冷却速度（Ｔ₁）の上限
温度を７００℃、炭化物生成抑制を企図して下限温度を
５５０℃とした。

【００７０】第三に、温度（Ｔ₁）以降は３５０℃以下
の温度Ｔ₂まで平均冷却速度（ＣＲ₂）１０℃／秒以上で
冷却することが必要である。３５０℃超、１０℃／秒未
満では室温までの冷却中に炭化物の析出が懸念され、本
発明の所望の組織、特性を得ることができない

【００７１】

【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、鋼番１〜２０については、表２に示す
製造条件で熱延鋼板を製造し製品とした。鋼番２１〜２
４については表３に示す製造条件により冷延焼鈍し、冷
延鋼板を製造し製品とした。得られた鋼板のミクロ組織
と材質特性を表４及び表５に示す。表１〜５において、
本発明例が鋼番１〜１２、鋼番２１であり、比較例が鋼
番１３〜２０、鋼番２２〜２４である。

【００７２】

【表１】

【００７３】

【表２】

【００７４】

【表３】

【００７５】

【表４】

【００７６】

【表５】

【００７７】従来技術である本発明者らが特開平７−２
５２５９２号公報で提案した鋼板で示される疲労限度比
０．４５〜０．５１、及び比較例の疲労限度比０．３７
〜０．４５に対し、本発明例では疲労限度比０．５３〜
０．６０と格段に優れ、バラツキも小さい。さらに、他
の特性レベル及びバラツキ、製品歩留の観点からも優れ
ていた。すなわち、本発明により疲労特性及び衝突安全
性を兼備した加工用高強度鋼板が得られている。

【００７８】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。

【００７９】ミクロ組織は以下の方法で評価した。

【００８０】フェライト及び残部組織の同定及び平均粒
径（円相当径）と体積分率の測定はナイタール試薬及び
特開昭５９−２１９４７３号公報に開示された試薬によ
り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。

【００８１】残留オーステナイトの同定及び平均粒径
（円相当径）は特開平５−１６３５９０号公報で開示さ
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。

【００８２】残留オーステナイト体積分率（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。

【００８３】Ｖγ＝（２／３）｛１００／（０．７×α
（２１１）／γ（２２０）＋１）｝＋（１／３）｛１０
０／（０．７８×α（２１１）／γ（３１１）＋１）｝ただし、α（２１１）、γ（２２０）、α（２１１）、
γ（３１１）は面強度を示す。

【００８４】残留γのＣ濃度（Ｃγ：単位は％）はＭｏ
―Ｋα線によるＸ線解析でオーステナイトの（２１１）
面、（２２０）面、（３１１）面の反射率から格子定数
（単位はオングストローム）を求め、次式に従い算出し
た。

【００８５】Ｃγ（％）＝（格子定数−３．５７２）／０．０３３

【００８６】特性評価は以下の方法で実施した。

【００８７】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）、全伸び（Ｔ．Ｅｌ）、降伏強
度（ＹＳ）と加工硬化指数（歪５〜１０％のｎ値）を求
め、ＴＳ×Ｅｌ、ＹＳ×ｎを計算した。

【００８８】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
₀、２０ｍｍ）との穴拡げ比（ｄ／ｄ₀）を求めた。

【００８９】スポット溶接性は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さ
せた時にいわゆる剥離破断を生じたら不適とした。

【００９０】疲労限度比は製造したままの表面にて図３
に示す寸法、形状の疲労試験片を用いた完全両振りの平
面曲げ疲労限ＦＬ（１０００万回で破断しない応力）と
ＴＳとの比、ＦＬ／ＴＳとした。

【００９１】

【発明の効果】本発明により従来にない優れた疲労特性
及び衝突安全性を兼備した加工用高強度鋼板を低コスト
且つ安定的に提供することが可能となったため、高強度
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。

【図面の簡単な説明】

【図１】疲労限度比と第２相体積分率の関係を示す図で
ある。

【図２】フェライト硬さの疲労限向上への寄与を示す図
である。

【図３】疲労限度比を求めるための疲労試験片の概略図
である。

【図４】加工硬化指数と衝突エネルギー吸収量の関係を
示す図である。

【図５】降伏強さ×加工硬化指数と衝突エネルギー吸収
量の関係を示す図である。

【図６】ハット型試験片の断面図である。

【図７】ハット型試験片の概略図である。

【図８】衝撃圧壊試験法の模式図である。

【符号の説明】

１天板２試験片３スポット溶接４落錘５架台６ショックアブソーバー

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.⁷ 識別記号ＦＩテーマコート゛(参考）Ｃ２２Ｃ 38/58 Ｃ２２Ｃ 38/58 (72)発明者間渕秀里大分市大字西ノ州１番地新日本製鐵株式会社大分製鐵所内Ｆターム(参考） 4K037 EA01 EA05 EA06 EA11 EA13 EA15 EA16 EA17 EA20 EA27 EA28 EB05 EB06 EB07 EB09 EB12 FC03 FC04 FD02 FD03 FD04 FE01 FH01 FJ05 FK02

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】成形加工前のミクロ組織において、ビッ
カース硬度１８０超のフェライトを主相とし、体積分率
で３％以上の残留オーステナイト（γ）を含み、残部組
織（第２相）の体積分率が６％未満であり、５％成形加
工後のミクロ組織において、体積分率で３％以上の残留
オーステナイト（γ）を含み、加工硬化指数が０．１３
０以上であることを特徴とする疲労特性と衝突安全性に
優れた加工用高強度鋼板。
【請求項２】成形加工前のミクロ組織において、ビッ
カース硬度１８０超のフェライトを主相とし、体積分率
で３％以上の残留オーステナイト（γ）を含み、残部組
織（第２相）の体積分率が３％未満であり、５％成形加
工後のミクロ組織において、体積分率で３％以上の残留
オーステナイト（γ）を含み、加工硬化指数が０．１３
０以上であることを特徴とする疲労特性と衝突安全性に
優れた加工用高強度鋼板。
【請求項３】フェライト体積分率（Ｖｆ）が８０％超
且つフェライト平均粒径（ｄｆ）が６μｍ未満であるこ
とを特徴とする請求項１又は請求項２に記載の疲労特性
と衝突安全性に優れた加工用高強度鋼板。
【請求項４】フェライト体積分率（Ｖｆ）とフェライ
ト平均粒径（ｄｆ）との比Ｖｆ／ｄｆが１８以上である
ことを特徴とする請求項１〜３の何れか１つに記載の疲
労特性に優れた加工用高強度鋼板。
【請求項５】第２相及び残留オーステナイト（γ）の
平均粒径がフェライト平均粒径より小さいことを特徴と
する請求項１〜４の何れか１つに記載の疲労特性と衝突
安全性に優れた加工用高強度鋼板。
【請求項６】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請求項１〜５の何れか１つに記載の
疲労特性と衝突安全性に優れた加工用高強度鋼板。
【請求項７】化学成分として、Ｃ：０．０３〜０．３
重量％、ＳｉとＡｌの内の１種又は２種を合計量で０．
５〜４％、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕの内の１種又
は２種以上を合計量で０．５〜４％を含むことを特徴と
する請求項１〜６の何れかに記載の疲労特性と衝突安全
性に優れた加工用高強度鋼板。
【請求項８】化学成分として、Ｓｉ＜０．１％とする
ことを特徴とする請求項７に記載の疲労特性と衝突安全
性に優れた加工用高強度鋼板。
【請求項９】化学成分として、Ｓｉ：０．１〜１％と
することを特徴とする請求項７に記載の疲労特性と衝突
安全性に優れた加工用高強度鋼板。
【請求項１０】化学成分として、Ｓｉ：１％超〜４％
とすることを特徴とする請求項７に記載の疲労特性と衝
突安全性に優れた加工用高強度鋼板。
【請求項１１】化学成分として、Ａｌ≦０．２％とす
ることを特徴とする請求項７に記載の疲労特性と衝突安
全性に優れた加工用高強度鋼板。
【請求項１２】フェライト体積分率（Ｖｆ）が、Ｃ／
（１−０．０１×Ｖｆ）＋０．０７×Ｍｎ＋０．０４×
（Ｎｉ＋Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｃｕ）≧０．８７の関係式を満た
すことを特徴とする請求項７〜１１の何れか１つに記載
の疲労特性と衝突安全性に優れた加工用高強度鋼板。
【請求項１３】化学成分として、さらにＮｂ、Ｖ、Ｔ
ｉ、Ｐ、Ｂ、Ｃａ、ＲＥＭの１種又は２種以上を、Ｎ
ｂ、Ｖ、Ｔｉについては、それらの１種又は２種以上を
合計量で０．３％以下、Ｐについては、０．３％以下、
Ｂについては、０．０１％以下、Ｃａについては、０．
０００５〜０．０１％ＲＥＭについては、０．００５〜
０．０５％を含むことを特徴とする請求項７〜１２の何
れか１つに記載の疲労特性と衝突安全性に優れた加工用
高強度鋼板。
【請求項１４】仕上温度（ＦＴ）をＡｒ₃〜Ａｒ₃＋１
８０℃とし、さらにパラメータＡが（１）式及び（２）
式を満たすように熱間圧延を終了し、熱延に引き続く冷
却テーブルにおける平均冷却速度（ＣＲ）を５℃／秒以
上とし、さらにパラメータＡが（３）式を満たすように
巻取温度（ＣＴ）を調整することを特徴とする疲労特性
と衝突安全性に優れた加工用高強度鋼板の製造方法。９≦ｌｏｇＡ≦１８・・・（１） ΔＴ≦２１×ｌｏｇＡ−１０８・・・（２）ＣＴ≦６×ｌｏｇＡ＋２９６・・・（３）ただし、パラメータＡ＝ε* ×ｅｘｐ｛（７５２８２
−４２７４５×Ｃｅｑ）／［１．９７８×（ＦＴ＋２７
３）］｝ＦＴ：仕上温度（℃）Ｃｅｑ：炭素当量＝Ｃ＋Ｍｎｅｑ／６（％）Ｍｎｅｑ：マンガン当量＝Ｍｎ＋（Ｎｉ＋Ｃｒ＋Ｃｕ）
／２（％） ε* ：最終パス歪み速度（Ｓ^-1） ε* ＝（ｖ／（Ｒ×ｈ₁）^0.5）×（１／ｒ^0.5）×ｌｎ
｛１／（１−ｒ）｝ｈ₁：最終パス入側板厚、ｈ₂：最終パス出側板厚、r＝
（ｈ₁−ｈ₂）／ｈ₁ Ｒ：ロール径、ｖ：最終パス出側速度 ΔＴ：仕上温度（仕上最終パス出側温度）−仕上入側温
度（仕上第一パス入側温度）Ａｒ₃＝８６８−３９６×Ｃ＋２５×Ｓｉ−６８×Ｍｎ
−３６×Ｎｉ−２１×Ｃｕ−２５×Ｃｒ＋３０×Ｍｏ
【請求項１５】さらに、熱延鋼板を酸洗後冷延し、そ
の後、連続焼鈍する際に、焼鈍温度ＳＴをＡｃ₁〜Ａｃ₃
の温度範囲とし、その温度範囲で１０秒以上保持し、そ
の後、平均冷却速度（ＣＲ₁）１〜１０℃／秒で５５０
〜７００℃の範囲内の温度（Ｔ₁）へ冷却し、さらに温
度（Ｔ₁）以降は３５０℃以下の温度（Ｔ₂）まで平均冷
却速度（ＣＲ₂）１０℃／秒以上で冷却することを特徴
とする請求項１４に記載の疲労特性と衝突安全性に優れ
た加工用高強度鋼板の製造方法。