JPH10259448A - 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 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 プレス成形性を低下させることなく、低歪み
速度変形時の吸収エネルギーおよび耐衝撃性に優れた高
強度鋼板及びその好適な製造方法を提供する。 【解決手段】 質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２０％、
Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：０．３〜３．０％、Ｐ：
０．１％以下、Ａｌ：０．１％以下を含み、残部Ｆｅお
よび不純物からなる成分を有し、ベイナイト相と残部が
実質的にフェライト相からなる２相組織鋼板である。前
記ベイナイト相の体積率は２０〜６０％で、ベイナイト
相の硬さＨｖ(B) とフェライト相の硬さＨｖ(F) の比Ｈ
ｖ(B) ／Ｈｖ(F) は１．５〜２．５である。成分にはさ
らに〔Ｍｏ：１．０％以下、Ｃｒ：２．５％以下、Ｂ：
０．００２％以下〕のいずれか１種以上、及び／又は
〔Ｔｉ，Ｎｂ，Ｚｒ，Ｖ：合計で０．４％以下、Ｃｕ：
２．５％以下、Ｎｉ：１．５％以下、、Ｃａ：０．０２
％以下〕のいずれか１種以上を含むことができる。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明が属する技術分野】本発明は、例えば自動車の車
室の補強部材を構成する部品用鋼板のように、プレス加
工時は成形性が要求されるとともに、自動車走行時の衝
突に代表されるような衝撃に対して優れた防護作用すな
わち耐衝撃性が要求される部材に好適な高強度鋼板及び
その製造方法に関する。

【０００２】

【従来の技術】近年、車体の軽量化は主に鋼板の高強度
化による板厚の低減により実現されてきた。従来の自動
車用鋼板の高強度化方法としては、例えば、特開昭５７
−４１８４９号公報には低ＣでＮｂ、Ｔｉ等の炭化物形
成元素に加えて、Ｐ、Ｓｉ等の固溶強化元素の添加によ
る方法が開示されている。また、特開昭６０−５２５２
８号公報には高温焼鈍・急冷にてマルテンサイト相を析
出させて延性に優れた高強度鋼板を得る方法が開示され
ている。

【０００３】これらの技術はプレス成形性は考慮されて
いるが、自動車の衝突の際に問題になる高歪み速度での
特性については考慮されておらず、低歪み速度での静的
引張強度を基に設計されていたに過ぎない。すなわち、
従来、鋼板の強度は低歪み速度での静的引張強度に基づ
いて決定されており、衝突事故のような衝撃状態の場
合、すなわち高歪み速度で変形が進行する場合に鋼板が
塑性変形することによって吸収する吸収エネルギーにつ
いてはあまり考慮されておらず、高速変形時の鋼板の吸
収エネルギーに対する静的強度の寄与率については一定
のものとしていた。

【０００４】この問題に対して、本発明者らの検討によ
ると、高速変形時の鋼板の吸収エネルギーに対する静的
強度の寄与率は必ずしも一定ではなく、静的強度の向上
がそのまま高速変形時の鋼板の吸収エネルギーの向上に
つながらないことがわかった。図１は発明者らが、種々
の鋼板に対して、静的引張り時（歪み速度＝０．０１ｓ
^-1）の吸収エネルギーと、動的引張り時（歪み速度＝８
００ｓ^{- 1} ）の吸収エネルギーを整理したものであり、
静的強度が増加した場合の静的引張り時の吸収エネルギ
ーの増加ほど、動的引張り時の吸収エネルギーは増加し
ないことが認められる。この吸収エネルギーは、図２に
示すように、引張試験により得られた応力−歪み曲線に
基づき、歪み量＝５％までの単位体積当たりの吸収エネ
ルギーとして算出したものである。

【０００５】なお、本発明者らの研究では、鋼板の耐衝
撃性を評価する場合、実際に行われた部材衝撃圧壊テス
トで得られた圧壊吸収エネルギーは、鋼板の高速引張試
験により得られた応力−歪み曲線に基づく、降伏応力付
近での加工硬化特性との相関が非常に高いことが知見さ
れており、この特性を代表する値として、引張り時の歪
み量が５％程度までの単位体積当たりの吸収エネルギー
を用いている。

【０００６】したがって、板厚低減による軽量化を図る
場合、単に静的強度で評価した場合には、衝撃的な変形
では、期待されるほどの耐衝撃特性の向上効果が得られ
ておらず、耐衝撃特性が不足する。

【０００７】ところで、自動車の車室まわりを構成する
部材は自動車の前面衝突時には乗員の生存空間を確保す
るために変形を最小限に低減させる必要がある。そし
て、前面衝突時には車体前部のフロントサイドメンバー
等の部材が大きく変形し衝撃を吸収するため、この部材
の変形の歪み速度は低いものとなる。従って、これらの
部材を構成する鋼板は低歪み速度変形時の降伏強度およ
び吸収エネルギーがプレス加工性を著しく低下させない
範囲で高い方が望ましい。一方、自動車の側面衝突時に
は、これらの車体まわりを構成する部材も、直接衝撃を
受けるため高い歪み速度で変形させられることになる。
そこで、このような部材を構成する鋼板は高強度であ
り、かつ低歪み速度変形時の吸収エネルギー（静的吸収
エネルギー）ばかりでなく、高歪み速度変形時の吸収エ
ネルギー（動的吸収エネルギー）も高くすることが重要
になる。

【０００８】本発明はかかる問題に鑑みなされたもの
で、プレス成形性を低下させることなく、低歪み速度変
形時の吸収エネルギーすなわち静的吸収エネルギーに優
れるとともに、優れた耐衝撃性を有する高強度鋼板及び
その好適な製造方法を提供するものである。

【０００９】なお、耐衝撃特性に優れる鋼板として、例
えば、特開昭５２−８６９１９号公報には、鋳造過程で
溶鋼の注入操作を調整するとともに、鋳型内の溶鋼中に
合金元素を添加し、特定の成分組成をもつ内外２層を有
する高強度鋼板が開示されているが、この鋼板の特徴は
溶接部の酸化物組成を制御し、溶接部に生じた溶融金属
の流動性を改善することで、ナゲット接着力の向上を図
り、衝撃時の吸収エネルギーを改善するものであり、鋼
板自体の耐衝撃特性の向上を図るものではなく、また鋳
造工程での２層化は生産性を低下させ、経済的に不利で
ある。

【００１０】

【課題を解決するための手段】本発明の高強度鋼板は、
後述の鋼成分を有し、ベイナイト相と残部が実質的にフ
ェライト相からなる２相組織鋼板であり、ベイナイト相
の体積率が２０〜６０％で、ベイナイト相の硬さＨｖ
(B) とフェライト相の硬さＨｖ(F) の比Ｈｖ(B)／Ｈｖ
(F) が１．５〜２．５とされたものである。ここに、
「実質的にフェライト相からなる」とは、フェライト相
のみ、あるいはフェライト相中に必要により添加された
Ｔｉ、Ｎｂ等の炭化物生成元素の析出炭化物を含むこと
を意味する。また、本発明における「ベイナイト」と
は、ベイニティックフェライトあるいは炭化物を内包す
るベイナイトを含むことを意味する。

【００１１】本発明鋼板の２相組織、硬さ比に基づく耐
衝撃特性の向上理由については、必ずしも明確ではない
が、ベイナイト体積率を適正な範囲に制御した上で、ベ
イナイト相とフェライト相の硬さの比を適切に制御する
ことにより、静的変形時に、プレス加工性を低下させる
ことなく、降伏応力を向上させることができる。一方、
動的変形時には、フェライト相とベイナイト相の界面が
転位運動の障害となり、降伏応力が大きく上昇し、静的
吸収エネルギーばかりでなく、動的吸収エネルギーも大
きくすることができる。

【００１２】ベイナイト相の体積率の限定理由は、ベイ
ナイト量が２０％未満では動的吸収エネルギーばかりで
なく、静的吸収エネルギーも低くなり、また引張強度も
低くなる。一方、６０％を超えると、静的吸収エネルギ
ーだけが高くなり、耐衝撃特性を低下させるとともに硬
質化が過ぎてプレス成形性を劣化させる。従って、ベイ
ナイト量の下限を２０％、上限を６０％とする。なお、
ベイナイト量の調整はＣ含有量の調整や熱延または焼鈍
時の２次冷却開始温度、冷却速度の調整等によって行う
ことができる。

【００１３】また、ベイナイト相の硬さＨｖ(B) とフェ
ライト相の硬さＨｖ(F) の比Ｈｖ(B) ／Ｈｖ(F) の限定
理由は、Ｈｖ(B) ／Ｈｖ(F) は耐衝撃特性の向上に寄与
するものであり、１．５未満では静的吸収エネルギーは
高くなるが、動的吸収エネルギーの向上が得られない。
また、硬さ比の増加にともない動的吸収エネルギーは向
上するが、加工性が劣化し、特に伸びフランジ性が低下
することになる。従って、Ｈｖ(B) ／Ｈｖ(F) の下限を
１．５、上限を２．５とする。好ましくは１．７〜２．
１とするのがよい。

【００１４】ところで、自動車部材ではプレス成形後に
焼付塗装が施される場合が多い。このような歪み時効処
理が付与される場合、フェライト相中に固溶Ｃが残存し
ていると、焼付硬化性（ＢＨ性）すなわち時効処理後に
降伏応力が増加することが知れている。

【００１５】本発明者らの研究により、本発明鋼板の場
合、所要の固溶Ｃ量をフェライト中に残存させることに
より、焼付硬化による降伏応力の上昇が低速変形に比較
して高速変形で著しいことがわかった。請求項４に記載
されたは発明は、かかる知見を基づきなされたものであ
り、２相組織におけるベイナイト量およびベイナイト相
とフェライト相との硬さ比を規定するほか、さらにフェ
ライト相中の固溶Ｃ量を１０〜３０ppm に制御すること
により、ベイナイト相の近傍の可動転位の導入により降
伏点伸びを発生させることなく、自動車部材のようにプ
レス成形後に焼付塗装される際の時効処理により、さら
に吸収エネルギーの向上、耐衝撃特性の向上を図ること
ができる。固溶Ｃ量が１０ppm 未満では吸収エネルギー
の向上効果は小さく、３０ppm を超えると降伏点伸びが
発生し、プレス成形性が低下する。

【００１６】本発明鋼板は、所定量のベイナイト相と残
部実質的にフェライト相からなる２相組織とし、２相の
硬さ比、あるいは更にフェライト中の固溶Ｃ量を前記所
定の値に調整し、化学成分（質量％）を以下のように限
定することにより、プレス成形性を低下させることな
く、引張強度及び静的吸収エネルギーに優れるととも
に、動的吸収エネルギーすなわち耐衝撃特性をも効果的
に向上させることができる。

【００１７】Ｃ ：０．０５〜０．２０％、Ｓｉ：２．
０％以下、Ｍｎ：０．３〜３．０％、Ｐ ：０．１％以
下、Ａｌ：０．１％以下、を含み、残部Ｆｅおよび不可
避的不純物からなる。あるいは前記基本成分のほか更に
〔Ｍｏ：１．０％以下、Ｃｒ：２．５％以下、Ｂ：０．
００２％以下〕のいずれか１種以上、及び／又は〔Ｔ
ｉ，Ｎｂ，Ｚｒ，Ｖ：合計で０．４％以下、Ｃｕ：２．
５％以下、Ｎｉ：１．５％以下、、Ｃａ：０．０２％以
下〕のいずれか１種以上を含むことができる。

【００１８】以下、成分限定理由について説明する。 Ｃ：０．０５〜０．２０％ Ｃは含有量が少ないほど加工性が向上するが、０．０５
％未満ではベイナイト相の体積率が少なくなり、十分な
強度の確保が困難になるばかりか、高い衝撃吸収エネル
ギーが得られないようになる。一方、０．２０％を超え
て添加すると、スポット溶接性、プレス成形性、特に伸
びフランシ性が低下する。したがって、添加量の下限を
０．０５％、上限を０．２０％とする。

【００１９】Ｓｉ：２．０％以下 Ｓｉはフェライトを固溶強化し、鋼板の高強度化に有効
であるとともに鋼板の延性も改善する。したがって、鋼
板の要求される強度に応じて添加すればよいが、２．０
％を超えて添加すると表面疵が生じやすくなるので、そ
の上限を２．０％とする。

【００２０】Ｍｎ：０．３〜３．０％ Ｍｎは鋼板を強化するとともに焼入れ性を向上させる。
しかし、０．３％未満ではその効果が過少であり、一方
３．０％を超えて添加すると、プレス成形性を劣化させ
るとともにスポット溶接性をも低下させる。したがっ
て、その上限を３．０％とする。

【００２１】Ｐ ：０．１％以下 Ｐは固溶強化により鋼板の強度を高めるので、鋼板の要
求される強度に応じて添加すればよい。しかし、０．１
％を超えて添加すると、結晶粒界強度の低下により２次
加工脆化が著しくなるばかりか、耐衝撃特性の低下を招
く。したがって、その上限を０．１％とする。

【００２２】Ａｌ：０．１％以下、 Ａｌは脱酸元素として添加されるが、多量に添加する
と、Ｃ系介在物か増加して表面疵の原因になるとともに
加工性を低下させるので、その上限を０．１％とする。

【００２３】不可避的な不純物としてのＳ、Ｎは、多量
に添加すると材料特性を劣化させる。すなわち、Ｓは多
量に添加すると、伸びフランジ性が低下するので、好ま
しい範囲として、その上限を０．０１％とするのがよ
い。また、Ｎは多量に添加すると常温時効性を低下さ
せ、降伏点伸びを発生させるので、好ましい範囲とし
て、その上限を０．０１％とするのがよい。

【００２４】以上の基本成分のほか、焼入性を向上させ
るために、Ｍｏ：１．０％以下、Ｃｒ：２．５％以下、
Ｂ：０．００２％以下の内から１種以上添加することが
できる。

【００２５】Ｍｏ：１．０％以下 Ｍｏは焼入性を向上させるとともに析出強化や組織強化
により鋼板の高強度化に有効である。しかし、１．０％
を超えて添加しても効果が飽和するばかりか、延性を低
下させるので、その上限を１．０％とする。好ましく
は、０．０５％以上の添加がよい。

【００２６】Ｃｒ：２．５％以下 Ｃｒは焼入性を向上させるとともに固溶強化により鋼板
の高強度化に有効である。しかし、多量に添加すると、
効果が飽和するばかりか延性を低下させるので、その上
限を２．５％とする。好ましくは、０．０５％以上の添
加がよい。

【００２７】Ｂ：０．００２％以下 Ｂは焼入性を向上させるとともに鋼板の強度上昇や粒界
強化による２次加工脆化の防止に有効であるが、多量に
添加すると、延性を低下させるので、その上限を０．０
０２％とする。好ましくは、０．０００３％以上の添加
がよい。

【００２８】また、さらに本発明の効果を阻害すること
なく、下記の元素を１種以上添加することができる。 Ｔｉ，Ｎｂ，Ｚｒ，Ｖ：合計で０．４％以下 Ｔｉ，Ｎｂ，Ｚｒ，Ｖは析出強化により鋼板の高強度化
に有効である。しかし、過多に添加すると、効果が飽和
するばかりか、延性を低下させるので、その上限を合計
で０．４％とする。

【００２９】Ｃｕ：２．５％以下、Ｎｉ：１．５％以下 Ｃｕ、Ｎｉは固溶強化・析出強化により鋼板の高強度化
に有効であり、耐食性の向上にも寄与する。しかし、多
量に添加すると延性を低下させるので、その上限をＣｕ
添加量では２．５％とし、Ｎｉは１．５％とする。な
お、Ｃｕの単独添加では添加量によっては鋼板に表面疵
を発生させるおそれがあるが、Ｎｉを複合添加すること
により改善される。

【００３０】Ｃａ：０．０２％以下 Ｃａは鋼の介在物形態を改善する作用を有し、鋼板の加
工性や靱性の改善に有効である。しかし、多量に添加す
ると、介在物量が増加して、逆に鋼板の冷間加工性や靱
性を低下させるので、その上限を０．０２％とする。

【００３１】次に、本発明の製造方法について説明す
る。本発明の製造方法は、前記成分を有する鋼を熱間圧
延した後、冷間圧延を行い、その後好ましくは７６０〜
９２０℃の均熱温度で焼鈍した後、均熱温度から５００
〜８５０℃の範囲内の２次冷却開始温度まで５０℃／ｓ
以下で冷却した後、引き続き少なくとも４００℃までを
１０℃／ｓ以上２００℃／ｓ以下の冷却速度で冷却し、
さらに６００℃以下２５０℃以上の温度範囲で保持した
後、冷却することを特徴とする。６００〜２５０℃での
温度保持後の冷却においては、１００℃以下まで５℃／
ｓ以上で冷却することにより、所定量の固溶Ｃを確保す
ることができる。

【００３２】本発明においては、熱間圧延、冷間圧延は
常法に従って行えばよいが、熱延仕上温度をＡr₃点以上
とし、巻取温度を６００℃以下とすることが好ましい。
また、冷間圧延の圧下率は、冷延後の焼鈍により再結晶
させるため３０％以上とするのがよい。この場合の焼鈍
は、特に限定されないが、生産性および品質安定性の観
点から連続焼鈍が好ましい。

【００３３】焼鈍時の均熱温度は７６０〜９２０℃とす
るのがよい。７６０℃未満では十分な量のベイナイト相
が得られないようになり、一方９２０℃を超えると結晶
粒の粗大化が発生し、プレス成形性、とくに伸びフラン
ジ性を劣化させるようになる。

【００３４】焼鈍後、均熱温度から５００〜８５０℃の
範囲内の２次冷却開始温度まで５０℃／ｓ以下で冷却す
る。これにより、ベイナイト相の分布状態を均一にする
ことができる。８５０℃より高いと、ベイナイト相の分
布状態が均一でなくなり、その結果延性が低下するよう
になる。また、５００℃より低いと、炭化物の析出が促
進され、ベイナイト相が減少する。また、その時の冷却
速度が５０℃／ｓを超えると、冷却開始温度への温度調
節が困難になり、また所定のフェライト量を析出させる
反応が非平衡であるため、ベイナイト相が不安定になり
やすく、材質のバラツキが大きくなる。

【００３５】２次冷却開始温度からの冷却は、４００℃
までを１０℃／ｓ以上２００℃／ｓ以下の冷却速度で冷
却する。少なくとも４００℃までは積極的に冷却すべき
であり、４００℃を越える前に所定の冷却を停止したの
では、ベイナイト相が軟質になり、強度−伸びのバラン
スが低下するようになる。なお、冷却停止温度はマルテ
ンサイト変態温度よりも高い温度であればよいが、同温
度は成分により変動するため、マルテンサイトの生成を
可及的に防止すべく４００℃に到達後速やかに冷却を停
止することが望ましい。

【００３６】２次冷却開始温度からの冷却速度は、冷却
開始時における第２相体積率を減らすことなく、またパ
ーライトを生成させることなく、ベイナイトを生成させ
るために急冷することが必要であり、１０℃／ｓ未満で
はベイナイト相の生成が困難で、一方２００℃／ｓを超
えるとフェライト中の固溶Ｃ量が過多になり、降伏点伸
びが発生し、プレス成形性が低下するようになるので、
上限を２００℃／ｓとする。好ましくは、２５〜６０℃
／ｓであり、この冷却速度はミスト冷却やロールクエン
チ等により得られる。

【００３７】２次冷却停止後、６００℃以下２５０℃以
上の温度範囲で保持を行う。この処理（焼戻し処理）に
より安定化しているオーステナイトを効率よくベイナイ
トに変態させることができる。６００℃を超える温度で
は、ベイナイト相が軟質になり、強度−伸びバランスが
低下するようになるととも、静的吸収エネルギーが低下
するとともに、動的吸収エネルギーも低下する結果とな
る。一方、２５０℃未満では未変態で残っているオース
テナイトがベイナイトに変態する前にマルテンサイトに
変態するようになるため、マルテンサイト量が増え、伸
びフランジ性に悪影響を及ぼす。なお、所定温度での保
持は、２次冷却停止温度によっては、単に保温するだけ
でもよく、あるいは所定の保持温度に再加熱して温度保
持するようにしてもよい。また、保持時間は特に制限さ
れないが、通常５秒以上、生産性の点から１８０秒以下
が好ましい。

【００３８】保持温度で保持した後、１００℃以下まで
５℃／ｓ以上で冷却することにより、適正な固溶Ｃ（１
０〜３０ｐｐｍ）を確保することができる。冷却速度が
５℃／ｓ以上でも冷却下限温度が１００℃を超える場
合、あるいは５℃／ｓ未満の冷却速度では固溶Ｃが減少
して、適正な量の固溶Ｃを確保できない。

【００３９】本発明鋼板は熱延鋼板のみならず、冷延鋼
板においてもその効果を発揮し、さらには溶融亜鉛めっ
き等の各種のめっき鋼板の原板としても好適である。ま
た、本発明の製造方法は、冷延鋼板の製造方法に関する
ものであるが、溶融亜鉛めっき等の各種のめっき鋼板の
原板の製造方法としても使用できることは勿論である。

【００４０】

【実施例】

〔実施例Ａ〕表１および表２に示す成分の鋼片を用い
て、常法に従って熱間圧延および冷間圧延を行った後、
焼鈍を行い、板厚１．２mmの鋼板を得た。焼鈍は、７６
０〜９２０℃で均熱後、４００〜９５０℃まで８０℃／
ｓ以下で徐冷（１次冷却）し、さらに３００℃までを５
℃／ｓ以上３００℃／ｓ以下で２次冷却した。また、２
次冷却後に、１５０〜７５０℃の範囲内の温度で保持す
る焼戻し処理を行った。また、焼付硬化性を調べるた
め、一部の鋼板については焼鈍後にＢＨ処理（２％予歪
み付与後、１７０℃×２０分の時効処理）を施した。

【００４１】

【表１】

【００４２】

【表２】

【００４３】得られた鋼板について、ベイナイト相の体
積率％、ベイナイト相の硬さＨｖ(B) 及びフェライト相
の硬さＨｖ(F) を測定し、硬さ比Ｈｖ(B) ／Ｈｖ(F) を
算出した。ベイナイト相の体積率は圧延方向に直角な板
厚方向断面において、表面から板厚の１／４の位置での
組織のＳＥＭ写真から測定した。また、各相の硬さはビ
ッカース硬度計により、荷重＝５ｇｆにて測定した。

【００４４】また、これらの鋼板からＪＩＳ７号試験片
を採取し、歪み速度＝０．０１ｓ^-1（静的試験）および
８００ｓ^-1（動的試験）で引張試験を行い、静的引張強
度および各試験により得られた応力−歪み曲線に基づ
き、歪み量＝５％の単位体積当たりの静的吸収エネルギ
ーおよび動的吸収エネルギーを求め、この値が図１に示
す従来レベルを上回っているか否かにより、低歪み速度
変形時の吸収エネルギーおよび耐衝撃特性を評価した。

【００４５】さらに、鋼種Ａの鋼板については、プレス
加工性を調べるために、穴拡げ特性を調べた。穴拡げ特
性は、直径１０mmの打抜き穴に頂角６０°の円錐ポンチ
を挿入して押し拡げ、穴縁にクラックが発生した穴（限
界穴）における直径Ｄを求め、下記式により算出された
λ値により評価した。 λ値（％）＝｛（Ｄ−１０）／１０｝×１００

【００４６】また、焼付硬化性の調査対象とした鋼種Ｆ
の鋼板については、フェライト中の固溶Ｃ量を内部摩擦
試験から求め、降伏点伸びを静的引張試験から求めた。
これらの試験結果を表３および表４に併せて示す。

【００４７】

【表３】

【００４８】

【表４】

【００４９】表３における試料No. Ｃ１〜Ｃ５をみる
と、Ｃ１はベイナイト体積率が過少であり、吸収エネル
ギーは静的、動的ともに従来レベルになっている。一
方、本発明範囲の２０〜６０％を満足する発明例のNo.
Ｃ２〜Ｃ５ではベイナイト量に応じて強度も高くなり、
静的・動的ともに吸収エネルギーが向上しており、優れ
た特性が得られることがわかる。

【００５０】プレス成形性としては、伸びフランジ性が
９０％以上は欲しいところであるが、試料No. Ａ１〜Ａ
５をみると、硬さ比を本発明範囲内に制御したNo. Ａ２
〜Ａ４では、静的、動的ともに吸収エネルギーが向上し
ており、プレス成形性も良好な結果が得られていること
がわかる。

【００５１】試料No. Ｄ１〜Ｄ４からＭｎ添加量の影響
をみると、No. Ｄ１はＭｎ量が低いためにベイナイト相
の体積率が低くなり、静的、動的ともに吸収エネルギー
が低くなっていることがわかる。

【００５２】次に、試料No. Ｆ１〜Ｆ５からフェライト
中の固溶Ｃ量の影響をみると、固溶Ｃ量によっては耐衝
撃特性の著しい低下は認められないものの、No. Ｆ１は
固溶Ｃ量が過少であるため、ＢＨ処理前後で耐衝撃特性
の向上効果が少ない。また、No. Ｆ５は固溶Ｃ量が過多
のため、降伏点伸びが大きくなっており、プレス成形性
が低下する。固溶Ｃ量を１０〜３０ppm に制御したNo.
Ｆ２〜Ｆ４では、降伏点伸びをほとんど発生させること
なく、さらに吸収エネルギーが増加していることがわか
る。

【００５３】また、試料No. Ｈ１〜Ｈ３、Ｉ１〜Ｉ２、
Ｊ、Ｋ１〜Ｋ２、Ｌ１〜Ｌ２、Ｍ１〜Ｍ２、Ｎ１〜Ｎ
２、Ｐ１〜Ｐ２、Ｑ１〜Ｑ５から、補助的元素を請求項
４の範囲で添加しても耐衝撃特性の向上を阻害しないこ
とかわかる。

【００５４】〔実施例Ｂ〕表５に示す成分の鋼片を１２
００〜１２５０℃に加熱した後、仕上温度を８５０〜９
００℃として、板厚４．０mmで熱間圧延を終了し、巻取
温度５５０〜６００℃にて巻取り後、板厚１．２mmに冷
間圧延した後、焼鈍を行った。

【００５５】

【表５】

【００５６】焼鈍条件は表６および表７に示すとおりで
あり、７４０〜９８０℃（均熱温度：ＳＴ）で９０ｓ均
熱後、５５０〜８８０℃（２次冷却開始温度：ＴＱ）ま
で８〜７０℃／ｓ以下（均熱温度からＴＱまでの冷却速
度：ＣＲ１）で冷却し、さらに４００℃までを３０℃／
ｓ以上２８０℃／ｓ以下（２次冷却速度：ＣＲ２）で冷
却した後、一部を除いて６８０℃以下の温度（保持温
度：ＱＴ）に再加熱し、その温度で６０〜３００ｓ間保
持し、２〜１０℃／ｓ（再加熱温度からの冷却速度：Ｃ
Ｒ３）で１００℃以下まで冷却した。また、一部の得ら
れた焼鈍板にＢＨ処理（２％予歪み付与後、１７０℃×
２０分の時効処理）を施した。

【００５７】焼鈍後の鋼板から、〔実施例Ａ〕と同様に
して、ベイナイト相の体積率％（ＶB ）、ベイナイト相
とフェライト相との硬さ比（Ｈｖ(B) ／Ｈｖ(F) ）、固
溶Ｃ量、静的引張試験における機械的特性、静的吸収エ
ネルギー（Ｅs ）および動的吸収エネルギー（Ｅd ）を
求めた。これらの結果を表６、表７に併せて示す。

【００５８】

【表６】

【００５９】

【表７】

【００６０】表６より、実施例にかかる試料は、高強度
であり、良好なプレス成形性、静的・動的吸収エネルギ
ーが得られている。もっとも、試料No. Ｅ３は、ＢＨ処
理前には十分な耐衝撃性が得られているが、再加熱温度
からの冷却速度が遅いため、固溶Ｃ量が不足し、ＢＨ処
理後の吸収エネルギーの向上作用がやや不足している。

【００６１】これに対して、試料No. Ａ１、Ａ３、Ａ
４、Ｃ２およびＣ４は保持温度が適正でないため、プレ
ス加工性または吸収エネルギー向上が低下している。ま
た、No. Ｂ１は２次冷却開始温度が低く、ベイナイト体
積率が増大しているため、プレス加工性が低下してい
る。

【００６２】また、No. Ｇ２は２次冷却速度が速いため
に、マルテンサイトが生成し、所望のベイナイト体積率
が得られず、静的吸収エネルギーが低下している。ま
た、No. Ｇ３は焼鈍均熱温度からの１次冷却速度が速い
ため、所望のベイナイト体積率が得られず、静的・動的
吸収エネルギーが低下している。一方、No. Ｇ４は均熱
温度が高いために、結晶粒が粗大化して、プレス加工性
が低下している。

【００６３】また、試料No. Ｄ、Ｆは鋼成分が本発明範
囲を外れるために、ベイナイト体積率が低くなり、静的
・動的吸収エネルギーが低下している。また、No. Ｍは
Ｐ量が高すぎるために、動的吸収エネルギーが低くな
り、耐衝撃性が低下している。一方、試料No. Ｎ〜Ｙか
ら、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｎｂ等の補助的元素の所定量を
添加しても、耐衝撃特性の向上を阻害しないことがわか
る。

【００６４】なお、本発明鋼板の製造においては、実施
例Ａ、実施例Ｂの製造条件に限定されるものでないこと
は勿論である。また、本発明鋼板は自動車部品、特に車
室を補強する部品のように、プレス加工時は成形性が要
求されるとともに、自動車走行時の衝突に代表されるよ
うな衝撃に対して優れた防護作用を有する素材鋼板とし
て好適であり、衝突安全性を低下させることなく、軽量
化を図ることができるが、かかる用途に限定されないこ
とは勿論であり、耐衝撃特性が要求される各種部材用鋼
板として好適である。

【００６５】

【発明の効果】本発明の高強度鋼板によれば、特定の鋼
成分を有し、鋼板組織を特定量のベイナイト相と残部実
質的にフェライト相の２相組織とし、２相の硬さ比を所
定値に規定したので、プレス成形性を損なうことなく、
低速歪み速度変形時において高強度を有し、かつ大きな
静的エネルギー及び動的吸収エネルギーを得ることがて
きる。また、フェライト相中の固溶Ｃ量を１０〜３０pp
m とすることにより、降伏点伸びをほとんど生じさせる
となく、耐衝撃特性を著しく向上させることができる。
また、本発明の製造方法は、上記本発明の高強度鋼板の
工業的生産方法として優れる。

【図面の簡単な説明】

【図１】静的引張強度と従来レベルの静的引張吸収エネ
ルギー（歪み速度０．０１ｓ^-1下）及び動的引張吸収エ
ネルギー（歪み速度８００ｓ^-1下）の関係を示すグラフ
である。

【図２】応力−歪み曲線と歪み量＝５％までの単位体積
当たりの吸収エネルギーとの関係を示すグラフである。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 北村 充 兵庫県加古川市金沢町１番地 株式会社神 戸製鋼所加古川製鉄所内

Claims (6)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 質量％で、 Ｃ ：０．０５〜０．２０％ Ｓｉ：２．０％以下 Ｍｎ：０．３〜３．０％ Ｐ ：０．１％以下 Ａｌ：０．１％以下 を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、体
   積率で２０〜６０％のベイナイト相と残部実質的にフェ
   ライト相からなる２相組織を有し、ベイナイト相の硬さ
   とフェライト相の硬さの比が１．５〜２．５であること
   を特徴とする静的吸収エネルギー及び耐衝撃性に優れた
   高強度鋼板。
2. 【請求項２】 請求項１に記載した成分のほか、さら
   に、Ｍｏ：１．０％以下、Ｃｒ：２．５％以下、Ｂ：
   ０．００２％以下のいずれか１種以上を含む請求項１に
   記載した静的吸収エネルギー及び耐衝撃性に優れた高強
   度鋼板。
3. 【請求項３】 請求項１又は２に記載した成分のほか、
   さらに、Ｔｉ，Ｎｂ，Ｚｒ，Ｖ：合計で０．４％以下、
   Ｃｕ：２．５％以下、Ｎｉ：１．５％以下、Ｃａ：０．
   ０２％以下のいずれか１種以上を含む請求項１又は２に
   記載した静的吸収エネルギー及び耐衝撃性に優れた高強
   度鋼板。
4. 【請求項４】 フェライト相中の固溶Ｃ量が１０〜３０
   ppm である請求項１〜３のいずれか１項に記載した静的
   吸収エネルギー及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板。
5. 【請求項５】 請求項１〜３のいずれか１項に記載した
   成分を有する鋼を熱間圧延した後、冷間圧延を行い、焼
   鈍均熱温度から５００〜８５０℃の範囲内の２次冷却開
   始温度まで５０℃／ｓ以下の冷却速度で冷却した後、４
   ００℃までを１０℃／ｓ以上２００℃／ｓ以下の冷却速
   度で冷却し、さらに６００℃以下２５０℃以上の温度範
   囲で保持した後、冷却することを特徴とする静的吸収エ
   ネルギー及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板の製造方法。
6. 【請求項６】 ６００℃以下２５０℃以上の温度範囲で
   保持した後、１００℃以下まで５℃／ｓ以上で冷却する
   請求項５に記載した静的吸収エネルギー及び耐衝撃性に
   優れた高強度鋼板の製造方法。