JPH11350064A - 形状凍結性と耐衝撃特性に優れる高強度鋼板及びその製造方法 - Google Patents
形状凍結性と耐衝撃特性に優れる高強度鋼板及びその製造方法Info
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- JPH11350064A JPH11350064A JP15890298A JP15890298A JPH11350064A JP H11350064 A JPH11350064 A JP H11350064A JP 15890298 A JP15890298 A JP 15890298A JP 15890298 A JP15890298 A JP 15890298A JP H11350064 A JPH11350064 A JP H11350064A
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Landscapes
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【課題】 プレス加工性および衝撃エネルギー吸収特性
に優れ、しかもプレス加工時における形状凍結性に優れ
た高強度鋼板、その製造方法を提供する。 【解決手段】 本発明の高強度鋼板は、mass％で、Ｃ：
０．０５〜０．２５％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：
１．０〜４．０％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０
３０％以下、Ａｌ：０．０１０〜０．１５０％およびＦ
ｅを主成分とし、鋼組織がフェライト＋マルテンサイト
＋１〜５％の残留オーステナイトの３相よりなり、降伏
比が０．５０以下で、かつ焼付硬化量が５０Ｎ／mm2 以
上とされたものである。
に優れ、しかもプレス加工時における形状凍結性に優れ
た高強度鋼板、その製造方法を提供する。 【解決手段】 本発明の高強度鋼板は、mass％で、Ｃ：
０．０５〜０．２５％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：
１．０〜４．０％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０
３０％以下、Ａｌ：０．０１０〜０．１５０％およびＦ
ｅを主成分とし、鋼組織がフェライト＋マルテンサイト
＋１〜５％の残留オーステナイトの３相よりなり、降伏
比が０．５０以下で、かつ焼付硬化量が５０Ｎ／mm2 以
上とされたものである。
Description
【０００１】
【発明が属する技術分野】本発明は引張強度が４４０〜
９８０Ｎ／mm2 級の高強度鋼板に係り、特に降伏比が低
く、焼付硬化性（ＢＨ性）を有し、形状凍結性と耐衝撃
特性に優れる高強度鋼板に関する。
９８０Ｎ／mm2 級の高強度鋼板に係り、特に降伏比が低
く、焼付硬化性（ＢＨ性）を有し、形状凍結性と耐衝撃
特性に優れる高強度鋼板に関する。
【０００２】
【従来の技術】近年、自動車には衝突時の乗員保護の観
点からエアバッグなどの安全装置が装備されるようにな
ったが、ボディ構造においても衝突のエネルギーを吸収
できるような構造が採用されつつある。衝撃エネルギー
吸収特性に関して、素材の面からも盛んに研究開発が行
われ、自動車用鋼板では主として組織面からのアプロー
チが試みられている。
点からエアバッグなどの安全装置が装備されるようにな
ったが、ボディ構造においても衝突のエネルギーを吸収
できるような構造が採用されつつある。衝撃エネルギー
吸収特性に関して、素材の面からも盛んに研究開発が行
われ、自動車用鋼板では主として組織面からのアプロー
チが試みられている。
【０００３】一方、二酸化炭素の排出抑制による地球環
境保護の観点から、自動車ボディの軽量化の要求は根強
く、鋼板素材の高強度化による薄肉化が現在も指向され
ている。
境保護の観点から、自動車ボディの軽量化の要求は根強
く、鋼板素材の高強度化による薄肉化が現在も指向され
ている。
【０００４】こうした状況から、例えば特開平８−１７
６７２３号公報に開示されているように、自動車の構造
部材や補強部材を中心として、衝突時のエネルギー吸収
特性に優れた引張強度４４０〜９８０Ｎ／mm2 クラスの
高強度鋼板が開発されている。
６７２３号公報に開示されているように、自動車の構造
部材や補強部材を中心として、衝突時のエネルギー吸収
特性に優れた引張強度４４０〜９８０Ｎ／mm2 クラスの
高強度鋼板が開発されている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】前記公報に開示の技術
は、鋼板の成分、組織を規定し、一定量のマルテンサイ
ト組織と、固溶Ｃを一定量以下に抑制したフェライト組
織からなる複合組織鋼板とすることで、耐衝撃特性を改
善したものである。
は、鋼板の成分、組織を規定し、一定量のマルテンサイ
ト組織と、固溶Ｃを一定量以下に抑制したフェライト組
織からなる複合組織鋼板とすることで、耐衝撃特性を改
善したものである。
【０００６】しかし、この発明は衝突のような高歪速度
下における耐衝撃特性やプレス成形性には優れているも
のの、プレス成形用鋼板を高強度化する際に問題となる
形状凍結性の問題、すなわちプレス成形後にスプリング
バックによって成形形状が変化してしまう問題に対し
て、十分な考慮が払われていない。
下における耐衝撃特性やプレス成形性には優れているも
のの、プレス成形用鋼板を高強度化する際に問題となる
形状凍結性の問題、すなわちプレス成形後にスプリング
バックによって成形形状が変化してしまう問題に対し
て、十分な考慮が払われていない。
【０００７】
【課題を解決するための手段】発明者らは、自動車の構
造部材用鋼板素材としての高強度鋼板の最適な組織を明
確にするため、種々の組織を有する薄鋼板について、プ
レス加工性としての延性および高歪み速度領域での衝撃
エネルギー吸収特性を検討した結果、鋼組織としてフェ
ライト＋マルテンサイト＋微量の残留オーステナイトの
３相よりなる鋼組織が伸び特性、衝撃エネルギー吸収特
性に優れていること、加えて広い強度レベルで適用可能
であることを知見した。
造部材用鋼板素材としての高強度鋼板の最適な組織を明
確にするため、種々の組織を有する薄鋼板について、プ
レス加工性としての延性および高歪み速度領域での衝撃
エネルギー吸収特性を検討した結果、鋼組織としてフェ
ライト＋マルテンサイト＋微量の残留オーステナイトの
３相よりなる鋼組織が伸び特性、衝撃エネルギー吸収特
性に優れていること、加えて広い強度レベルで適用可能
であることを知見した。
【０００８】さらに、鋼板素材の高強度化を阻害する一
因となっているプレス加工後の形状凍結性を考えると、
比較的多量の残留オーステナイトを含むフェライト＋ベ
イナイトの２相鋼板では降伏比が高くなり、また従来か
らあるフェライト＋マルテンサイトの複合組織鋼板は他
の組織を有する鋼板と基本的に形状凍結性の程度に変わ
りはないが、本発明では同２相複合組織としながらもマ
ルテンサイトの硬度を調整することで、従来よりもさら
に低い降伏比を達成し、低い応力で塑性変形を進行させ
ることで形状凍結性を向上させることに成功した。
因となっているプレス加工後の形状凍結性を考えると、
比較的多量の残留オーステナイトを含むフェライト＋ベ
イナイトの２相鋼板では降伏比が高くなり、また従来か
らあるフェライト＋マルテンサイトの複合組織鋼板は他
の組織を有する鋼板と基本的に形状凍結性の程度に変わ
りはないが、本発明では同２相複合組織としながらもマ
ルテンサイトの硬度を調整することで、従来よりもさら
に低い降伏比を達成し、低い応力で塑性変形を進行させ
ることで形状凍結性を向上させることに成功した。
【０００９】もっとも、鋼板の降伏比を低く設定した場
合、降伏応力が低くなるため、降伏応力が影響する問
題、特に部材の剛性確保の問題すなわち加工度の低い部
分において十分な加工硬化が生じず、その部分の剛性が
低下するという問題がある。発明者らはこの問題に対し
て、加工後の焼付塗装時の熱処理による強度上昇、すな
わち焼付硬化量を一定以上の水準に限定することで十分
補うことができることを見い出した。
合、降伏応力が低くなるため、降伏応力が影響する問
題、特に部材の剛性確保の問題すなわち加工度の低い部
分において十分な加工硬化が生じず、その部分の剛性が
低下するという問題がある。発明者らはこの問題に対し
て、加工後の焼付塗装時の熱処理による強度上昇、すな
わち焼付硬化量を一定以上の水準に限定することで十分
補うことができることを見い出した。
【００１０】本発明は上記検討、知見の基に、プレス加
工性、衝撃エネルギー吸収特性、形状凍結性という構造
部材が要求される諸特性を満足する高強度鋼板およびそ
の製造方法を完成したものである。すなわち、本発明の
高強度鋼板は、mass％で、Ｃ：０．０５〜０．２５％、
Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：１．０〜４．０％、Ｐ ：
０．１００％以下、Ｓ ：０．０３０％以下、Ａｌ：
０．０１０〜０．１５０％およびＦｅを主成分とし、鋼
組織がフェライト＋マルテンサイト＋１〜５％の残留オ
ーステナイトの３相よりなり、降伏比が０．５０以下
で、かつ焼付硬化量が５０Ｎ／mm2 以上とされたもので
ある。
工性、衝撃エネルギー吸収特性、形状凍結性という構造
部材が要求される諸特性を満足する高強度鋼板およびそ
の製造方法を完成したものである。すなわち、本発明の
高強度鋼板は、mass％で、Ｃ：０．０５〜０．２５％、
Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：１．０〜４．０％、Ｐ ：
０．１００％以下、Ｓ ：０．０３０％以下、Ａｌ：
０．０１０〜０．１５０％およびＦｅを主成分とし、鋼
組織がフェライト＋マルテンサイト＋１〜５％の残留オ
ーステナイトの３相よりなり、降伏比が０．５０以下
で、かつ焼付硬化量が５０Ｎ／mm2 以上とされたもので
ある。
【００１１】以下、本発明について詳細に説明する。ま
ず、本発明の鋼板組織について説明する。本発明では鋼
板の組織をフェライト＋マルテンサイト＋微量の残留オ
ーステナイトの３相よりなる複合組織とする。フェライ
トは延性を向上させ、加工性を得るために必要であり、
一方高歪み速度での転移の移動は硬質なマルテンサイト
相によって妨げられると考えられ、ベイナイトなどの軟
質な変態相の組織強化鋼に比べてエネルギー吸収特性に
優れる。また、マルテンサイトはその硬度を調整するこ
とで、本発明の目指す低降伏比化達成に極めて有利な組
織である。一方、微量の残留オーステナイトは低降伏比
化にほとんど影響を及ぼさないだけでなく、変形を受け
た際のＴＲＩＰ（変形誘起塑性）効果で延性の向上に寄
与する。残留オーステナイトの量は１〜５％が望まし
い。１％未満では延性向上作用が過少であり、一方５％
を超えると成分元素の多量添加によるコストの増大を招
き、またマルテンサイト量の減少により衝撃エネルギー
の吸収特性の劣化や強度の低下を招くようになる。な
お、主強化機構として組織強化以外の他の強化機溝（例
えば析出強化、固溶強化）を利用した鋼板では、延性に
代表される加工性が劣ったり、高々４９０Ｎ／mm2 程度
の強度レベルまでしか適用が困難である等の理由で本発
明の鋼板組織としては不適当である。
ず、本発明の鋼板組織について説明する。本発明では鋼
板の組織をフェライト＋マルテンサイト＋微量の残留オ
ーステナイトの３相よりなる複合組織とする。フェライ
トは延性を向上させ、加工性を得るために必要であり、
一方高歪み速度での転移の移動は硬質なマルテンサイト
相によって妨げられると考えられ、ベイナイトなどの軟
質な変態相の組織強化鋼に比べてエネルギー吸収特性に
優れる。また、マルテンサイトはその硬度を調整するこ
とで、本発明の目指す低降伏比化達成に極めて有利な組
織である。一方、微量の残留オーステナイトは低降伏比
化にほとんど影響を及ぼさないだけでなく、変形を受け
た際のＴＲＩＰ（変形誘起塑性）効果で延性の向上に寄
与する。残留オーステナイトの量は１〜５％が望まし
い。１％未満では延性向上作用が過少であり、一方５％
を超えると成分元素の多量添加によるコストの増大を招
き、またマルテンサイト量の減少により衝撃エネルギー
の吸収特性の劣化や強度の低下を招くようになる。な
お、主強化機構として組織強化以外の他の強化機溝（例
えば析出強化、固溶強化）を利用した鋼板では、延性に
代表される加工性が劣ったり、高々４９０Ｎ／mm2 程度
の強度レベルまでしか適用が困難である等の理由で本発
明の鋼板組織としては不適当である。
【００１２】本発明鋼板の降伏比は０．５０以下、望ま
しくは０．４５以下とする。降伏比が０．５０を超える
と、４４０〜９８０Ｎ／mm2 級の強度レベルの鋼板で
は、スプリングバックにより、プレス加工後の成形形状
が変化して形状凍結性に劣るようになるからである。
しくは０．４５以下とする。降伏比が０．５０を超える
と、４４０〜９８０Ｎ／mm2 級の強度レベルの鋼板で
は、スプリングバックにより、プレス加工後の成形形状
が変化して形状凍結性に劣るようになるからである。
【００１３】本発明鋼板の焼付硬化量（ＢＨ量）は５０
Ｎ／mm2 以上、望ましくは８０Ｎ／mm2 以上とする。５
０Ｎ／mm2 未満では、降伏比を０．５０以下とした場
合、低加工度の部位の剛性が不足し、結局、構造部材の
全体としての剛性が確保できないようになるためであ
る。
Ｎ／mm2 以上、望ましくは８０Ｎ／mm2 以上とする。５
０Ｎ／mm2 未満では、降伏比を０．５０以下とした場
合、低加工度の部位の剛性が不足し、結局、構造部材の
全体としての剛性が確保できないようになるためであ
る。
【００１４】次に本発明鋼板の鋼成分（単位mass％）の
限定理由について説明する。 Ｃ：０．０５〜０．２５％ Ｃは鋼の強度に大きく作用し、マルテンサイトのような
低温変態生成物を得るために必須である。０．０５％未
満では４４０Ｎ／mm2 級以上の高強度を得ることが困難
であるため、下限を０．０５％とする。一方、０．２５
％を越えて添加すると溶接性の低下を招くので、上限を
０．２５％とする。
限定理由について説明する。 Ｃ：０．０５〜０．２５％ Ｃは鋼の強度に大きく作用し、マルテンサイトのような
低温変態生成物を得るために必須である。０．０５％未
満では４４０Ｎ／mm2 級以上の高強度を得ることが困難
であるため、下限を０．０５％とする。一方、０．２５
％を越えて添加すると溶接性の低下を招くので、上限を
０．２５％とする。
【００１５】Ｓｉ：２．０％以下 Ｓｉは延性を劣化させることなく容易に高強度化を行う
作用を有するが、２．０％を超えて多量に添加されると
化成処理性に悪影響を及ぼすため、２．０％以下に止め
る。
作用を有するが、２．０％を超えて多量に添加されると
化成処理性に悪影響を及ぼすため、２．０％以下に止め
る。
【００１６】Ｍｎ：１．０〜４．０％ Ｍｎはオーステナイトを安定化する元素で、微量の残留
オーステナイトを組織中に生成させるのに不可欠であ
り、またオーステナイト中の固溶Ｃ量を変化させ、冷却
過程で生成するマルテンサイトのような低温変態生成物
の特性に大きな影響を及ぼし、マルテンサイトの生成の
ためにも必要である。加工性の非常に優れた高強度鋼板
としての特性を得るためには少なくとも１．０％の添加
が必要である。しかし、４．０％を超えると溶製が困難
になるばかりでなく、スポット溶接性に悪影響を及ぼ
し、強度低下を招くため、４．０％を上限とする。
オーステナイトを組織中に生成させるのに不可欠であ
り、またオーステナイト中の固溶Ｃ量を変化させ、冷却
過程で生成するマルテンサイトのような低温変態生成物
の特性に大きな影響を及ぼし、マルテンサイトの生成の
ためにも必要である。加工性の非常に優れた高強度鋼板
としての特性を得るためには少なくとも１．０％の添加
が必要である。しかし、４．０％を超えると溶製が困難
になるばかりでなく、スポット溶接性に悪影響を及ぼ
し、強度低下を招くため、４．０％を上限とする。
【００１７】Ｐ ：０．１００％以下 Ｐは耐食性の改善に有効であるが、Ｐ：０．１００％超
では、加工性が劣化するようになる。このため、０．１
００％以下に止める。
では、加工性が劣化するようになる。このため、０．１
００％以下に止める。
【００１８】Ｓ ：０．０３０％以下 Ｓは不純物元素であり、伸びフランジ性を劣化させるの
で、その上限を０．０３０％とする。
で、その上限を０．０３０％とする。
【００１９】Ａｌ：０．０１０〜０．１５０％ Ａｌは脱酸のために添加する。０．０１０％未満ではそ
の作用が過少であり、一方０．１５０％を超えると加工
性が劣化するようになる。このため、下限を０．０１０
％、上限を０．１５０％とする。
の作用が過少であり、一方０．１５０％を超えると加工
性が劣化するようになる。このため、下限を０．０１０
％、上限を０．１５０％とする。
【００２０】本発明の鋼板は、以上の基本成分およびＦ
ｅを主成分とするものである。主成分とは、不可避的不
純物の含有および上記基本成分の作用を損なうことな
く、むしろこれらの作用を向上させ、あるいは機械的、
化学的特性を改善することができる元素の含有を妨げな
い趣旨であり、例えば下記のＣｒ、Ｂ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎ
ｂ、Ｃｕのうちから１種以上の元素を含有することがで
きる。すなわち、下記(1) 〜(4) の成分とすることがで
きる。 (1) 基本成分にさらに下記Ｃｒ、Ｂの１種以上を含有す
るもの (2) 基本成分あるいは上記(1) の成分にさらに下記Ｍｏ
を含有するもの (3) 基本成分、上記(1) の成分あるいは上記(2) の成分
にさらに下記Ｔｉ、Ｎｂの１種以上を含有するもの (4) 基本成分、上記(1) の成分、上記(2) の成分あるい
は上記(3) の成分にさらに下記Ｃｕを含有するもの
ｅを主成分とするものである。主成分とは、不可避的不
純物の含有および上記基本成分の作用を損なうことな
く、むしろこれらの作用を向上させ、あるいは機械的、
化学的特性を改善することができる元素の含有を妨げな
い趣旨であり、例えば下記のＣｒ、Ｂ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎ
ｂ、Ｃｕのうちから１種以上の元素を含有することがで
きる。すなわち、下記(1) 〜(4) の成分とすることがで
きる。 (1) 基本成分にさらに下記Ｃｒ、Ｂの１種以上を含有す
るもの (2) 基本成分あるいは上記(1) の成分にさらに下記Ｍｏ
を含有するもの (3) 基本成分、上記(1) の成分あるいは上記(2) の成分
にさらに下記Ｔｉ、Ｎｂの１種以上を含有するもの (4) 基本成分、上記(1) の成分、上記(2) の成分あるい
は上記(3) の成分にさらに下記Ｃｕを含有するもの
【００２１】Ｃｒ：２．０％以下、Ｂ：０．００３０％ Ｃｒ、Ｂはマルテンサイトの生成を促進する作用を有す
る。しかし、Ｃｒ：２．０％超、Ｂ：０．００３０％超
では、フェライト量が過少になり、加工性が劣化するよ
うになる。
る。しかし、Ｃｒ：２．０％超、Ｂ：０．００３０％超
では、フェライト量が過少になり、加工性が劣化するよ
うになる。
【００２２】Ｍｏ：１．０％以下 Ｍｏは耐遅れ破壊牲に有効であるが、１．０％を超える
と加工性が劣化するようになる。
と加工性が劣化するようになる。
【００２３】Ｔｉ，Ｎｂ：各々０．１００％以下 Ｔｉ，Ｎｂは鋼の析出強化に有効であり、ともに０．１
００％を超えると加工性および形状凍結性が劣化するよ
うになる。
００％を超えると加工性および形状凍結性が劣化するよ
うになる。
【００２４】Ｃｕ：１．０％以下 Ｃｕは耐食性の改善に有効であるが、Ｃｕ：１．０％超
では、加工性が劣化するようになる。なお、Ｃｕを添加
する場合は表面性状の改善のためＮｉを１．０％以下添
加することが好ましい。
では、加工性が劣化するようになる。なお、Ｃｕを添加
する場合は表面性状の改善のためＮｉを１．０％以下添
加することが好ましい。
【００２５】次に製造方法について説明する。本発明鋼
板は前記成分組成を有する鋼を常法に従って転炉や電気
炉で溶製した後、下記の条件に従い、熱間圧延により、
あるいはさらに冷間圧延により製造することができる。
板は前記成分組成を有する鋼を常法に従って転炉や電気
炉で溶製した後、下記の条件に従い、熱間圧延により、
あるいはさらに冷間圧延により製造することができる。
【００２６】熱延鋼板の場合、スラブ加熱温度、仕上温
度、巻取温度は常法に従えばよいが、仕上圧延終了後、
巻取りまでの冷却過程において、熱延後の鋼板をフェラ
イト＋オーステナイトの２相域からＭｓ点以下の温度ま
で冷却してオーステナイトが１〜５％残留するようにオ
ーステナイトの大部分をマルテンサイト変態させた後、
１００〜２００℃の温度域で１０sec 以上１０min 以下
保持した後冷却する。また、冷延鋼板の場合は、冷延後
に再結晶焼鈍をした後、連続焼鈍炉において焼鈍後の鋼
板に対して上記温度保持処理を行えばよい。オーステナ
イトの一部をマルテンサイトとともに残留させるには、
成分を調整することが簡便である。すなわち、オーステ
ナイトの安定性を高めるＣ、Ｍｎ、Ｂの含有量を高める
ほど残留オーステナイト量が増加するようになり、これ
らの元素の含有量を調整することで所期の３相組織が得
られる。また、冷却速度に関しても速いほどオーステナ
イトが残留しやすくなる。
度、巻取温度は常法に従えばよいが、仕上圧延終了後、
巻取りまでの冷却過程において、熱延後の鋼板をフェラ
イト＋オーステナイトの２相域からＭｓ点以下の温度ま
で冷却してオーステナイトが１〜５％残留するようにオ
ーステナイトの大部分をマルテンサイト変態させた後、
１００〜２００℃の温度域で１０sec 以上１０min 以下
保持した後冷却する。また、冷延鋼板の場合は、冷延後
に再結晶焼鈍をした後、連続焼鈍炉において焼鈍後の鋼
板に対して上記温度保持処理を行えばよい。オーステナ
イトの一部をマルテンサイトとともに残留させるには、
成分を調整することが簡便である。すなわち、オーステ
ナイトの安定性を高めるＣ、Ｍｎ、Ｂの含有量を高める
ほど残留オーステナイト量が増加するようになり、これ
らの元素の含有量を調整することで所期の３相組織が得
られる。また、冷却速度に関しても速いほどオーステナ
イトが残留しやすくなる。
【００２７】前記フェライト＋オーステナイトの２相域
からＭｓ点以下の温度までの冷却は、一般的には水焼き
入れによって行えばよいが、焼入性向上元素を多く含有
する場合は、必ずしも水焼き入れにより急冷する必要は
なく、２０℃／sec 以上、望ましくは１００℃／sec 以
上の冷却速度でＭｓ点以下の温度まで冷却すればよい。
もっとも、この場合は成分コストの増大が避けられない
ので、鋼成分としてはできる限り低成分とし、水焼き入
れを行うのがコスト面では有利であり、生産効率もよ
い。
からＭｓ点以下の温度までの冷却は、一般的には水焼き
入れによって行えばよいが、焼入性向上元素を多く含有
する場合は、必ずしも水焼き入れにより急冷する必要は
なく、２０℃／sec 以上、望ましくは１００℃／sec 以
上の冷却速度でＭｓ点以下の温度まで冷却すればよい。
もっとも、この場合は成分コストの増大が避けられない
ので、鋼成分としてはできる限り低成分とし、水焼き入
れを行うのがコスト面では有利であり、生産効率もよ
い。
【００２８】マルテンサイト変態が完了した後、１００
〜２００℃、好ましくは１００〜１５０℃の温度域で１
０sec 以上保持することにより、組織をフェライト＋マ
ルテンサイト＋微量の残留オーステナイトの３相としつ
つ、鋼中の固溶Ｃ量、マルテンサイト硬度が調整され、
これによって優れた加工性が得られ、また所定の降伏
比、焼付硬化量が得られる。すなわち、かかる熱処理を
行わない場合、あるいは１００℃未満での保持、あるい
は１００〜２００℃で保持しても保持時間が１０sec 未
満では、炭化物の析出がほとんど起こらず、鋼板の加工
性が著しく劣化する。一方、２００℃超の温度での保
持、あるいは１００〜２００℃の温度下でも１０min 以
上で保持すると、残留オーステナイトが分解して加工性
が劣化する。また、炭化物の析出が過度に生じて、鋼中
の固溶Ｃが過少となり、必要な焼付硬化量の確保が困難
になる。また、マルテンサイトも過度に軟化され、降伏
比が上昇するようになる。さらに、強度が高い場合には
耐遅れ破壊特性に対しても悪影響が及ぶようになる。１
００〜２００℃の温度域での保持は、例えば水焼き入れ
を行った場合のように、１００℃未満の温度に冷却して
マルテンサイト変態を完了させた場合は再加熱して当該
温度域まで昇温する必要があるが、１００℃超の温度で
マルテンサイト変態を完了させた場合は再加熱すること
なく、その後の冷却過程において当該温度保持処理を行
えばよい。
〜２００℃、好ましくは１００〜１５０℃の温度域で１
０sec 以上保持することにより、組織をフェライト＋マ
ルテンサイト＋微量の残留オーステナイトの３相としつ
つ、鋼中の固溶Ｃ量、マルテンサイト硬度が調整され、
これによって優れた加工性が得られ、また所定の降伏
比、焼付硬化量が得られる。すなわち、かかる熱処理を
行わない場合、あるいは１００℃未満での保持、あるい
は１００〜２００℃で保持しても保持時間が１０sec 未
満では、炭化物の析出がほとんど起こらず、鋼板の加工
性が著しく劣化する。一方、２００℃超の温度での保
持、あるいは１００〜２００℃の温度下でも１０min 以
上で保持すると、残留オーステナイトが分解して加工性
が劣化する。また、炭化物の析出が過度に生じて、鋼中
の固溶Ｃが過少となり、必要な焼付硬化量の確保が困難
になる。また、マルテンサイトも過度に軟化され、降伏
比が上昇するようになる。さらに、強度が高い場合には
耐遅れ破壊特性に対しても悪影響が及ぶようになる。１
００〜２００℃の温度域での保持は、例えば水焼き入れ
を行った場合のように、１００℃未満の温度に冷却して
マルテンサイト変態を完了させた場合は再加熱して当該
温度域まで昇温する必要があるが、１００℃超の温度で
マルテンサイト変態を完了させた場合は再加熱すること
なく、その後の冷却過程において当該温度保持処理を行
えばよい。
【００２９】なお、冷延鋼板の場合、焼鈍以降に必要に
応じて調質圧延などを行ってもよいが、過度の歪を付加
すると、降伏比の上昇を招来するので、所定の降伏比を
超えないように注意することが必要である。
応じて調質圧延などを行ってもよいが、過度の歪を付加
すると、降伏比の上昇を招来するので、所定の降伏比を
超えないように注意することが必要である。
【００３０】本発明鋼板の製造方法は熱延鋼板、冷延鋼
板の製造のみならず、溶融亜鉛めっき鋼板や合金化溶融
亜鉛めっき鋼板の製造にも適用することができる。溶融
亜鉛めっき鋼板の場合は亜鉛浴への浸漬以後の冷却過程
で溶融亜鉛めっきされた鋼板に対して上記温度保持処理
を行えばよく、また合金化溶融亜鉛めっき鋼板の場合は
合金化処理後の冷却過程でめっき処理された鋼板に対し
て同様の温度保持処理を行えばよい。
板の製造のみならず、溶融亜鉛めっき鋼板や合金化溶融
亜鉛めっき鋼板の製造にも適用することができる。溶融
亜鉛めっき鋼板の場合は亜鉛浴への浸漬以後の冷却過程
で溶融亜鉛めっきされた鋼板に対して上記温度保持処理
を行えばよく、また合金化溶融亜鉛めっき鋼板の場合は
合金化処理後の冷却過程でめっき処理された鋼板に対し
て同様の温度保持処理を行えばよい。
【００３１】
【実施例】表１に示す化学成分の鋼を溶製し、スラブと
した。このスラブを常法にて熱間圧延し、その後さらに
冷間圧延し、板厚１．２mmの冷延鋼板を得て、連続焼鈍
ラインにて表２の条件で連続焼鈍を行い、種々の５９０
Ｎ／mm2 級の鋼板を得た。得られた鋼板のミクロ組織を
顕微鏡観察するとともに残留オーステナイト量をＸ線測
定により求めた。また、圧延方向に沿って試験片を採取
し、引張試験により機械的性質を調べた。これらの結果
を表２に併せて示す。
した。このスラブを常法にて熱間圧延し、その後さらに
冷間圧延し、板厚１．２mmの冷延鋼板を得て、連続焼鈍
ラインにて表２の条件で連続焼鈍を行い、種々の５９０
Ｎ／mm2 級の鋼板を得た。得られた鋼板のミクロ組織を
顕微鏡観察するとともに残留オーステナイト量をＸ線測
定により求めた。また、圧延方向に沿って試験片を採取
し、引張試験により機械的性質を調べた。これらの結果
を表２に併せて示す。
【００３２】
【表１】
【００３３】
【表２】
【００３４】また、形状凍結性を調べるため、得られた
鋼板より圧延方向に幅４０mmの鋼帯を採取し、図１に示
すように、ハット形の絞り曲げ試験部材（寸法単位mm）
をプレス成形し、離型後、縦壁部に生じた反りの曲率半
径ρを測定した。
鋼板より圧延方向に幅４０mmの鋼帯を採取し、図１に示
すように、ハット形の絞り曲げ試験部材（寸法単位mm）
をプレス成形し、離型後、縦壁部に生じた反りの曲率半
径ρを測定した。
【００３５】また、動的エネルギー吸収特性を調べるた
め、図２に示す衝撃圧壊試験部材（寸法単位mm）を製作
し、動的（衝撃）吸収エネルギーを測定した。前記試験
部材は、横断面がハット形の本体２１を曲げ加工により
製作後、開口部に同材質の平板２２を付設し、本体２１
のフランジ部において５０mmピッチでスポット溶接を行
うとともに側縁をＴＩＧ溶接し、さらに軸方向の両端に
端板２３，２３をＴＩＧ溶接したものである。この試験
部材を用いて、衝突時の速度が５０km／hrとなるように
２００kgの落錘を部材軸方向に落下させ、変形量が１５
０mmまでの吸収エネルギーを動的吸収エネルギーとして
測定した。一方、静的吸収エネルギーを調べるため、前
記試験部材を引張試験機によって１．０mm／sec の速度
で圧縮し、上記の場合と同様に１５０mmまでの吸収エネ
ルギーを静的吸収エネルギーとして求めた。
め、図２に示す衝撃圧壊試験部材（寸法単位mm）を製作
し、動的（衝撃）吸収エネルギーを測定した。前記試験
部材は、横断面がハット形の本体２１を曲げ加工により
製作後、開口部に同材質の平板２２を付設し、本体２１
のフランジ部において５０mmピッチでスポット溶接を行
うとともに側縁をＴＩＧ溶接し、さらに軸方向の両端に
端板２３，２３をＴＩＧ溶接したものである。この試験
部材を用いて、衝突時の速度が５０km／hrとなるように
２００kgの落錘を部材軸方向に落下させ、変形量が１５
０mmまでの吸収エネルギーを動的吸収エネルギーとして
測定した。一方、静的吸収エネルギーを調べるため、前
記試験部材を引張試験機によって１．０mm／sec の速度
で圧縮し、上記の場合と同様に１５０mmまでの吸収エネ
ルギーを静的吸収エネルギーとして求めた。
【００３６】また、鋼板より圧延方向に沿って試験片を
採取し、この試験片に２％の引張歪を付与した後、焼付
処理（処理条件：１７０℃×２０min 保持）を施して焼
付硬化量（ＢＨ量）を調べた。また、軽加工を施した場
合の構造体としての剛性面での問題の有無を調べるた
め、前記試験片に２％の引張歪を付与し、焼付処理（処
理条件：１７０℃×２０min 保持）後の降伏応力そのも
のを測定し、この値によって評価した。これらの試験結
果を表３に併せて示す。
採取し、この試験片に２％の引張歪を付与した後、焼付
処理（処理条件：１７０℃×２０min 保持）を施して焼
付硬化量（ＢＨ量）を調べた。また、軽加工を施した場
合の構造体としての剛性面での問題の有無を調べるた
め、前記試験片に２％の引張歪を付与し、焼付処理（処
理条件：１７０℃×２０min 保持）後の降伏応力そのも
のを測定し、この値によって評価した。これらの試験結
果を表３に併せて示す。
【００３７】
【表３】
【００３８】表２および表３より、ミクロ組織、特性
値、成分が本発明範囲内の発明例（試料No. １，２，
４，８）は、３０％以上の高い伸び（Ｅｌ）特性と０．
５０未満の低降伏比（ＹＲ）を実現しており、形状凍結
性、衝撃エネルギー吸収特性ともに、本発明条件のいず
れかを満足していない比較例に比べて優れた特性を有し
ていることがわかる。また、焼付硬化量も十分高く、軽
加工後の焼付処理によって十分な降伏強度が得られてお
り、構造部材用鋼板として剛性面でも何ら問題がないこ
とがわかる。
値、成分が本発明範囲内の発明例（試料No. １，２，
４，８）は、３０％以上の高い伸び（Ｅｌ）特性と０．
５０未満の低降伏比（ＹＲ）を実現しており、形状凍結
性、衝撃エネルギー吸収特性ともに、本発明条件のいず
れかを満足していない比較例に比べて優れた特性を有し
ていることがわかる。また、焼付硬化量も十分高く、軽
加工後の焼付処理によって十分な降伏強度が得られてお
り、構造部材用鋼板として剛性面でも何ら問題がないこ
とがわかる。
【００３９】
【発明の効果】本発明の高強度鋼板によれば、所定の成
分、微量の残留オーステナイトを有するフェライト、マ
ルテンサイトの３相組織とするとともに降伏比を０．５
０以下の格段に低い値に規定したので、引張強度が４４
０〜９８０Ｎ／mm2 級の高強度を実現しつつ、延性に優
れてプレス加工性が良好であり、衝突時の高歪み速度下
における優れた衝撃エネルギー吸収特性とプレス加工時
における優れた形状凍結性を兼備することができる。さ
らに、焼付硬化量を５０にＮ／mm2 以上と規定したの
で、低歪み速度域でのプレス加工に対しても加工部位の
剛性を確保することができる。また、本発明の製造方法
によれば、鋼板の種類を問わず、形状凍結性と耐衝撃特
性、さらには軽加工部位において優れた剛性を有する、
引張強度が４４０〜９８０Ｎ／mm2 級の高強度鋼板が容
易に製造することができる。
分、微量の残留オーステナイトを有するフェライト、マ
ルテンサイトの３相組織とするとともに降伏比を０．５
０以下の格段に低い値に規定したので、引張強度が４４
０〜９８０Ｎ／mm2 級の高強度を実現しつつ、延性に優
れてプレス加工性が良好であり、衝突時の高歪み速度下
における優れた衝撃エネルギー吸収特性とプレス加工時
における優れた形状凍結性を兼備することができる。さ
らに、焼付硬化量を５０にＮ／mm2 以上と規定したの
で、低歪み速度域でのプレス加工に対しても加工部位の
剛性を確保することができる。また、本発明の製造方法
によれば、鋼板の種類を問わず、形状凍結性と耐衝撃特
性、さらには軽加工部位において優れた剛性を有する、
引張強度が４４０〜９８０Ｎ／mm2 級の高強度鋼板が容
易に製造することができる。
【図１】形状凍結性の試験要領を示す説明図である。
【図２】実施例で使用した衝撃圧壊試験部材の斜視図を
示す。
示す。
Claims (4)
- 【請求項１】 mass％で、Ｃ ：０．０５〜０．２５
％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：１．０〜４．０％、Ｐ
：０．１００％以下、Ｓ ：０．０３０％以下、Ａ
ｌ：０．０１０〜０．１５０％およびＦｅを主成分と
し、鋼組織がフェライト＋マルテンサイト＋１〜５％の
残留オーステナイトの３相よりなり、降伏比が０．５０
以下で、かつ焼付硬化量が５０Ｎ／mm2 以上である形状
凍結性と耐衝撃特性に優れる高強度鋼板。 - 【請求項２】 請求項１に記載の成分のほか、さらにＣ
ｒ：２．０％以下、Ｂ ：０．００３０％以下の元素の
うち、１種以上を含む請求項１に記載した形状凍結性と
耐衝撃特性に優れる高強度鋼板。 - 【請求項３】 請求項１又は２に記載の成分のほか、さ
らにＭｏ：１．０％以下を含有する請求項１又は２に記
載した形状凍結性と耐衝撃特性に優れる高強度鋼板。 - 【請求項４】 請求項１〜３のいずれか１項に記載の成
分を有する鋼板をフェライト＋オーステナイトの２相域
からＭｓ点以下の温度まで冷却してオーステナイトが１
〜５％残留するようにオーステナイトの大部分をマルテ
ンサイト変態させた後、１００〜２００℃の温度域で１
０sec 以上１０min 以下保持した後、冷却する形状凍結
性と耐衝撃特性に優れる高強度鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP15890298A JPH11350064A (ja) | 1998-06-08 | 1998-06-08 | 形状凍結性と耐衝撃特性に優れる高強度鋼板及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP15890298A JPH11350064A (ja) | 1998-06-08 | 1998-06-08 | 形状凍結性と耐衝撃特性に優れる高強度鋼板及びその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH11350064A true JPH11350064A (ja) | 1999-12-21 |
Family
ID=15681869
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP15890298A Pending JPH11350064A (ja) | 1998-06-08 | 1998-06-08 | 形状凍結性と耐衝撃特性に優れる高強度鋼板及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH11350064A (ja) |
Cited By (15)
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1998
- 1998-06-08 JP JP15890298A patent/JPH11350064A/ja active Pending
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