JPH1150186A - 耐衝撃特性に優れかつ降伏比が低い高強度高加工性熱延鋼板 - Google Patents
耐衝撃特性に優れかつ降伏比が低い高強度高加工性熱延鋼板Info
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- JPH1150186A JPH1150186A JP14957298A JP14957298A JPH1150186A JP H1150186 A JPH1150186 A JP H1150186A JP 14957298 A JP14957298 A JP 14957298A JP 14957298 A JP14957298 A JP 14957298A JP H1150186 A JPH1150186 A JP H1150186A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 強度−伸びバランスが 24000 MPa・％以上、
加工・焼付硬化量が 100MPa 以上、降伏比が65％以下
で、かつ動的ｎ値が0.35以上の、優れた成形性と耐衝撃
特性を兼ね備えた高強度高加工性熱延鋼板を提供する。 【解決手段】Ｃ：0.05〜0.40mass％、 Si：1.0 〜
3.0 mass％、Mn：0.6 〜3.0 mass％、 Cr：0.2 〜
2.0 mass％を含有し、残部は実質的にFeの組成になり、
主相が初析フェライト、第２相がマルテンサイト、針状
フェライトおよび残留オーステナイトからなる鋼組織と
し、かつ該第２相中の針状フェライトとマルテンサイト
の比（ＦA ／ＭA ）を 2.0〜20の範囲に調整する。
加工・焼付硬化量が 100MPa 以上、降伏比が65％以下
で、かつ動的ｎ値が0.35以上の、優れた成形性と耐衝撃
特性を兼ね備えた高強度高加工性熱延鋼板を提供する。 【解決手段】Ｃ：0.05〜0.40mass％、 Si：1.0 〜
3.0 mass％、Mn：0.6 〜3.0 mass％、 Cr：0.2 〜
2.0 mass％を含有し、残部は実質的にFeの組成になり、
主相が初析フェライト、第２相がマルテンサイト、針状
フェライトおよび残留オーステナイトからなる鋼組織と
し、かつ該第２相中の針状フェライトとマルテンサイト
の比（ＦA ／ＭA ）を 2.0〜20の範囲に調整する。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】この発明は、自動車用鋼板と
しての用途に用いて好適な耐衝撃特性に優れた高強度高
加工性熱延鋼板に関するものである。
しての用途に用いて好適な耐衝撃特性に優れた高強度高
加工性熱延鋼板に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】自動車の軽量化が指向される中、成形性
に優れる高強度薄鋼板に対する要求が殊の外強くなって
いる。また、最近では、自動車の安全性も重視され、そ
のためには衝突時における安全性の目安となる耐衝撃特
性の向上も要求されている。さらに、経済性に対する配
慮も必要とされ、かかる経済性を考慮した場合には、冷
延鋼板に比べると熱延鋼板の方が有利である。
に優れる高強度薄鋼板に対する要求が殊の外強くなって
いる。また、最近では、自動車の安全性も重視され、そ
のためには衝突時における安全性の目安となる耐衝撃特
性の向上も要求されている。さらに、経済性に対する配
慮も必要とされ、かかる経済性を考慮した場合には、冷
延鋼板に比べると熱延鋼板の方が有利である。
【０００３】上記の現状を背景として、これまでにも種
々の高強度熱延鋼板が開発されている。例えば、特公平
６-41617号公報、特公平５-65566号公報および特公平５
-67682号公報には、高加工性高強度熱延鋼板として、残
留オーステナイト：５％以上を含むフェライト、ベイナ
イトおよび残留オーステナイトの組織になる鋼（以下、
ＴＲＩＰ鋼という）の製造方法が開示されている。しか
しながら、このＴＲＩＰ鋼は、伸びが高く、成形性は良
好ではある（TS×El≧ 24000 MPa・％）ものの、現在の
厳しい耐衝撃特性を満足するまでにはいかないところに
問題を残していた。また、プレス成形時における加工硬
化量（ＷＨ）およびその後の塗装焼付時における焼付硬
化量（ＢＨ）が、70 MPa程度と低いという問題もあっ
た。この加工・焼付硬化量（ＷＨ＋ＢＨ）が低いと、加
工−塗装焼付後における強度保証の面での不利が大き
い。
々の高強度熱延鋼板が開発されている。例えば、特公平
６-41617号公報、特公平５-65566号公報および特公平５
-67682号公報には、高加工性高強度熱延鋼板として、残
留オーステナイト：５％以上を含むフェライト、ベイナ
イトおよび残留オーステナイトの組織になる鋼（以下、
ＴＲＩＰ鋼という）の製造方法が開示されている。しか
しながら、このＴＲＩＰ鋼は、伸びが高く、成形性は良
好ではある（TS×El≧ 24000 MPa・％）ものの、現在の
厳しい耐衝撃特性を満足するまでにはいかないところに
問題を残していた。また、プレス成形時における加工硬
化量（ＷＨ）およびその後の塗装焼付時における焼付硬
化量（ＢＨ）が、70 MPa程度と低いという問題もあっ
た。この加工・焼付硬化量（ＷＨ＋ＢＨ）が低いと、加
工−塗装焼付後における強度保証の面での不利が大き
い。
【０００４】一方、耐衝撃特性に優れた高強度熱延鋼板
としては、特開平９−111396号公報に開示されているよ
うに、フェライトとマルテンサイトの２相組織になるい
わゆるDual Phase鋼（以下ＤＰ鋼という）が開発されて
いる。しかしながら、このＤＰ鋼は、耐衝撃特性には優
れるものの、伸びが十分とはいえず、成形性の点に問題
を残していた。
としては、特開平９−111396号公報に開示されているよ
うに、フェライトとマルテンサイトの２相組織になるい
わゆるDual Phase鋼（以下ＤＰ鋼という）が開発されて
いる。しかしながら、このＤＰ鋼は、耐衝撃特性には優
れるものの、伸びが十分とはいえず、成形性の点に問題
を残していた。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】上述したとおり、現在
までのところ、十分な成形性と厳しい安全性の両者を満
足する熱延鋼板は見当たらず、その開発が望まれてい
た。この発明は、上記の要望に有利に応えるもので、優
れた成形性と耐衝撃特性を兼ね備え（具体的には、強度
−伸びバランス（TS×El）が 24000 MPa・％以上、動的
ｎ値が0.35以上）、しかも降伏比が65％以下と低く、か
つ加工・焼付硬化量（ＷＨ＋ＢＨ）が 100 MPa以上と高
い、耐衝撃特性に優れかつ降伏比が低い高強度高加工性
熱延鋼板を提案することを目的とする。
までのところ、十分な成形性と厳しい安全性の両者を満
足する熱延鋼板は見当たらず、その開発が望まれてい
た。この発明は、上記の要望に有利に応えるもので、優
れた成形性と耐衝撃特性を兼ね備え（具体的には、強度
−伸びバランス（TS×El）が 24000 MPa・％以上、動的
ｎ値が0.35以上）、しかも降伏比が65％以下と低く、か
つ加工・焼付硬化量（ＷＨ＋ＢＨ）が 100 MPa以上と高
い、耐衝撃特性に優れかつ降伏比が低い高強度高加工性
熱延鋼板を提案することを目的とする。
【０００６】ここに、動的ｎ値とは、発明者らが耐衝撃
特性の指標として新たに見出したもので、この動的ｎ値
を用いることによって、耐衝撃特性を従来よりも一層的
確に評価することができる。すなわち、従来、耐衝突安
全性については、強度との関連で考察され、単に強度が
大きければ耐衝突安全性も高いとされてきたが、強度と
耐衝突安全性とは必ずしも一義的な関係にあるわけでは
ないことが判明した。そこで、この点につき、鋭意研究
を重ねた結果、耐衝突安全性を向上させる、つまり高速
での変形時（自動車の衝突時にはひずみ速度
特性の指標として新たに見出したもので、この動的ｎ値
を用いることによって、耐衝撃特性を従来よりも一層的
確に評価することができる。すなわち、従来、耐衝突安
全性については、強度との関連で考察され、単に強度が
大きければ耐衝突安全性も高いとされてきたが、強度と
耐衝突安全性とは必ずしも一義的な関係にあるわけでは
ないことが判明した。そこで、この点につき、鋭意研究
を重ねた結果、耐衝突安全性を向上させる、つまり高速
での変形時（自動車の衝突時にはひずみ速度
【外１】 が２×103/s まで増加）におけるエネルギーを、鋼板で
より多く吸収するためには、鋼板を
より多く吸収するためには、鋼板を
【外２】 の条件で引張変形させた時のｎ値（以下、動的ｎ値とい
う）を高くすることが有効であることが解明されたので
ある。ここでは、伸び10％における瞬間ｎ値を動的ｎ値
とする。なお、この動的ｎ値を高くすることは、高速変
形時における強度向上にも有効であることが併せて見出
された。
う）を高くすることが有効であることが解明されたので
ある。ここでは、伸び10％における瞬間ｎ値を動的ｎ値
とする。なお、この動的ｎ値を高くすることは、高速変
形時における強度向上にも有効であることが併せて見出
された。
【０００７】
【課題を解決するための手段】以下、この発明の解明経
緯について説明する。さて、発明者らは、上記の目的を
達成すべく、まず従来鋼であるＴＲＩＰ鋼について、そ
の組織と特性との関係について調査した。その結果、Ｔ
ＲＩＰ鋼においては、成形性の向上に有利な残留オース
テナイトを十分な量得るためには、ベイナイト相を生成
させることが不可欠とされてきたが、このベイナイト相
が耐衝撃特性を劣化させる原因になっていることが判明
した。
緯について説明する。さて、発明者らは、上記の目的を
達成すべく、まず従来鋼であるＴＲＩＰ鋼について、そ
の組織と特性との関係について調査した。その結果、Ｔ
ＲＩＰ鋼においては、成形性の向上に有利な残留オース
テナイトを十分な量得るためには、ベイナイト相を生成
させることが不可欠とされてきたが、このベイナイト相
が耐衝撃特性を劣化させる原因になっていることが判明
した。
【０００８】そこで、発明者らは、かようなベイナイト
相とくに炭化物の生成を抑制したところ、すなわち、主
相である初析フェライト以外の第２相を、従来のベイナ
イト＋残留オーステナイトから、針状フェライト＋マル
テンサイト＋残留オーステナイトの混合組織に変更した
ところ、所期した目的の達成に関し、望外の成果が得ら
れたのである。さらに、第２相の形成に際し、マルテン
サイトに対する針状フェライトの生成量を多めにする
と、降伏比が効果的に低減し、加工性の面でより有利に
なることも併せて見出した。この発明は、上記の知見に
立脚するものである。
相とくに炭化物の生成を抑制したところ、すなわち、主
相である初析フェライト以外の第２相を、従来のベイナ
イト＋残留オーステナイトから、針状フェライト＋マル
テンサイト＋残留オーステナイトの混合組織に変更した
ところ、所期した目的の達成に関し、望外の成果が得ら
れたのである。さらに、第２相の形成に際し、マルテン
サイトに対する針状フェライトの生成量を多めにする
と、降伏比が効果的に低減し、加工性の面でより有利に
なることも併せて見出した。この発明は、上記の知見に
立脚するものである。
【０００９】すなわち、この発明は、Ｃ：0.05〜0.40ma
ss％、 Si：1.0 〜3.0 mass％、Mn：0.6 〜3.0 ma
ss％、 Cr：0.2 〜2.0 mass％を含有し、残部は実
質的にFeの組成になり、鋼組織が、初析フェライトを主
相として、マルテンサイト、針状フェライトおよび残留
オーステナイトからなる第２相を有し、かつ該第２相中
の針状フェライトとマルテンサイトが下記式の関係を満
足することを特徴とする耐衝撃特性に優れた高強度高加
工性熱延鋼板である。 記 2.0 ≦ＦA ／ＭA ≦ 20 ここで、ＦA : 第２相中における針状フェライトの面積
率（％） ＭA : 第２相中におけるマルテンサイトの面積率（％）
ss％、 Si：1.0 〜3.0 mass％、Mn：0.6 〜3.0 ma
ss％、 Cr：0.2 〜2.0 mass％を含有し、残部は実
質的にFeの組成になり、鋼組織が、初析フェライトを主
相として、マルテンサイト、針状フェライトおよび残留
オーステナイトからなる第２相を有し、かつ該第２相中
の針状フェライトとマルテンサイトが下記式の関係を満
足することを特徴とする耐衝撃特性に優れた高強度高加
工性熱延鋼板である。 記 2.0 ≦ＦA ／ＭA ≦ 20 ここで、ＦA : 第２相中における針状フェライトの面積
率（％） ＭA : 第２相中におけるマルテンサイトの面積率（％）
【００１０】この発明では、鋼の成分組成につき、上記
した基本組成の他、オーステナイト生成元素として Ｐ：0.01〜0.2 mass％、 Al：0.01〜0.3 mass％ のうちから選んだ少なくとも一種を、またさらには強度
改善成分として Ti：0.005 〜0.25mass％、 Nb：0.003 〜0.1 mass％ のうちから選んだ少なくとも一種を含有させることもで
きる。
した基本組成の他、オーステナイト生成元素として Ｐ：0.01〜0.2 mass％、 Al：0.01〜0.3 mass％ のうちから選んだ少なくとも一種を、またさらには強度
改善成分として Ti：0.005 〜0.25mass％、 Nb：0.003 〜0.1 mass％ のうちから選んだ少なくとも一種を含有させることもで
きる。
【００１１】また、この発明においては、鋼組織中に占
める第２相の比率は３〜40％とすることが好ましい。
める第２相の比率は３〜40％とすることが好ましい。
【００１２】
【発明の実施の形態】以下、この発明を具体的に説明す
る。図１に、従来のＴＲＩＰ鋼の代表的な連続冷却変態
曲線図（ＣＣＴ図）を示す。同図に示したとおり、従来
のＴＲＩＰ鋼は、熱間圧延後、初析フェライト域に若干
保持して初析フェライト（ポリゴナルフェライトともい
う）を析出させ、同時に未変態オーステナイト相への固
溶炭素の濃縮を促進して、オーステナイトの安定度を増
したのち、ベイナイト域に導き、この領域を徐冷するこ
とによって、ベイナイト変態を生じさせつつ、所定量の
オーステナイトを残留させていた。しかしながら、この
ようにして製造されたＴＲＩＰ鋼は、強度および加工性
の面では優れるものの、十分な耐衝撃特性が得られない
ことは前述したとおりである。
る。図１に、従来のＴＲＩＰ鋼の代表的な連続冷却変態
曲線図（ＣＣＴ図）を示す。同図に示したとおり、従来
のＴＲＩＰ鋼は、熱間圧延後、初析フェライト域に若干
保持して初析フェライト（ポリゴナルフェライトともい
う）を析出させ、同時に未変態オーステナイト相への固
溶炭素の濃縮を促進して、オーステナイトの安定度を増
したのち、ベイナイト域に導き、この領域を徐冷するこ
とによって、ベイナイト変態を生じさせつつ、所定量の
オーステナイトを残留させていた。しかしながら、この
ようにして製造されたＴＲＩＰ鋼は、強度および加工性
の面では優れるものの、十分な耐衝撃特性が得られない
ことは前述したとおりである。
【００１３】そこで、発明者らは、ベイナイト変態を回
避すべく数多くの実験と検討を重ねた結果、(1) 鋼成分
としてCrを少量含有させると、上記ＣＣＴ図におけるベ
イナイト変態域のノーズが後退して、ベイナイトの析出
（特に炭化物の析出）が抑制され、代わりに針状フェラ
イト（アシキュラーフェライトともいう）が析出する、
(2) かようにして形成された、針状フェライト、残留オ
ーステナイトおよびマルテンサイトからなる第２相は、
成形性を阻害することなしに、耐衝撃特性を格段に向上
させることを究明したのである。
避すべく数多くの実験と検討を重ねた結果、(1) 鋼成分
としてCrを少量含有させると、上記ＣＣＴ図におけるベ
イナイト変態域のノーズが後退して、ベイナイトの析出
（特に炭化物の析出）が抑制され、代わりに針状フェラ
イト（アシキュラーフェライトともいう）が析出する、
(2) かようにして形成された、針状フェライト、残留オ
ーステナイトおよびマルテンサイトからなる第２相は、
成形性を阻害することなしに、耐衝撃特性を格段に向上
させることを究明したのである。
【００１４】図２に、この発明の成分系における代表的
ＣＣＴ図を示す。同図に示したとおり、Crを少量添加す
ることによってベイナイト変態域のノーズが後退し、代
わりに針状フェライト域が顕著に出現するので、この針
状フェライト域に短時間保持し、好ましくはその後に急
冷することによって、第２相を針状フェライト、残留オ
ーステナイトおよびマルテンサイトからなる混合組織と
することができ、かくして優れた成形性と耐衝撃特性と
を兼ね備えた熱延鋼板を得ることができたのである。
ＣＣＴ図を示す。同図に示したとおり、Crを少量添加す
ることによってベイナイト変態域のノーズが後退し、代
わりに針状フェライト域が顕著に出現するので、この針
状フェライト域に短時間保持し、好ましくはその後に急
冷することによって、第２相を針状フェライト、残留オ
ーステナイトおよびマルテンサイトからなる混合組織と
することができ、かくして優れた成形性と耐衝撃特性と
を兼ね備えた熱延鋼板を得ることができたのである。
【００１５】ここに、針状フェライトとは、結晶粒の長
径が概ね10μm 以下、アスペクト比が１：1.5 以上、そ
してセメンタイト析出量が５％以下のものをいう。な
お、従来のＴＲＩＰ鋼のベイナイト中には、セメンタイ
トの析出が多く認められる（10％以上）ので、この発明
の針状フェライトとＴＲＩＰ鋼のベイナイトとは明確に
区別されるものである。
径が概ね10μm 以下、アスペクト比が１：1.5 以上、そ
してセメンタイト析出量が５％以下のものをいう。な
お、従来のＴＲＩＰ鋼のベイナイト中には、セメンタイ
トの析出が多く認められる（10％以上）ので、この発明
の針状フェライトとＴＲＩＰ鋼のベイナイトとは明確に
区別されるものである。
【００１６】図３(a) に、この発明に従い得られる第２
相の特徴的な相構成を、また図３(b) には、従来のＴＲ
ＩＰ鋼の第２相の相構成を、それぞれ模式で示す。従来
のＴＲＩＰ鋼の第２相は、ベイナイト中に残留オーステ
ナイトが点在する相構成になっているのに対し、この発
明の第２相は、針状フェライトとマルテンサイトが層状
にならび、その界面（マルテンサイト側）に残留オース
テナイトが点在する形態になっている。このように、第
２相中に針状フェライトを析出させたことが、この発明
の特徴の一つであり、この針状フェライト相がTS×Elを
増加させると共に、動的ｎ値を向上させるものと考えら
れる。
相の特徴的な相構成を、また図３(b) には、従来のＴＲ
ＩＰ鋼の第２相の相構成を、それぞれ模式で示す。従来
のＴＲＩＰ鋼の第２相は、ベイナイト中に残留オーステ
ナイトが点在する相構成になっているのに対し、この発
明の第２相は、針状フェライトとマルテンサイトが層状
にならび、その界面（マルテンサイト側）に残留オース
テナイトが点在する形態になっている。このように、第
２相中に針状フェライトを析出させたことが、この発明
の特徴の一つであり、この針状フェライト相がTS×Elを
増加させると共に、動的ｎ値を向上させるものと考えら
れる。
【００１７】ところで、発明者らの実験によれば、図２
に示す冷却工程において、針状フェライト域での保持時
間を、ベイナイト変態が生じない範囲でできるだけ長く
し、針状フェライトの生成量を増大させたところ、降伏
比が効果的に低減することが判明した。
に示す冷却工程において、針状フェライト域での保持時
間を、ベイナイト変態が生じない範囲でできるだけ長く
し、針状フェライトの生成量を増大させたところ、降伏
比が効果的に低減することが判明した。
【００１８】すなわち、上記のようにして析出させた針
状フェライトとマルテンサイトの比が面積率で、次式 2.0 ≦ＦA ／ＭA ≦ 20 ここで、ＦA : 第２相中における針状フェライトの面積
率（％） ＭA : 第２相中におけるマルテンサイトの面積率（％） の関係を満足する範囲に制御することによって、降伏比
を65％以下まで低減することができたのである。
状フェライトとマルテンサイトの比が面積率で、次式 2.0 ≦ＦA ／ＭA ≦ 20 ここで、ＦA : 第２相中における針状フェライトの面積
率（％） ＭA : 第２相中におけるマルテンサイトの面積率（％） の関係を満足する範囲に制御することによって、降伏比
を65％以下まで低減することができたのである。
【００１９】Ｃ：0.10mass％、Si：1.3 mass％、Mn：1.
5 mass％、Ｐ：0.01mass％、Ｓ：0.005 mass％、Al：0.
04mass％、Ｎ：0.003 mass％およびCr：0.60mass％を含
有し、残部は実質的にFeの組成になる鋼スラブを、1200
℃で１時間加熱後、粗圧延し、ついで仕上げ温度：850
℃で熱間仕上げ圧延を終了したのち、 100℃/sの速度で
650〜700 ℃まで冷却し、この温度域に５秒保持してか
ら、同じく 100℃/sの速度で 400〜500 ℃まで冷却し、
この温度に10〜120 分の種々の時間保持したのち、70℃
/hの速度で室温まで冷却した。得られた熱延板から、引
張試験片を切り出し、降伏強さ(YS)、引張強さ(TS)およ
び伸び(El)を求めた。また、断面組織をＳＥＭ観察する
と共に、第２相の針状フェライトとマルテンサイトの分
散状態を画像解析して、材質との関係について調査し
た。得られた結果を、整理して図４に示す。
5 mass％、Ｐ：0.01mass％、Ｓ：0.005 mass％、Al：0.
04mass％、Ｎ：0.003 mass％およびCr：0.60mass％を含
有し、残部は実質的にFeの組成になる鋼スラブを、1200
℃で１時間加熱後、粗圧延し、ついで仕上げ温度：850
℃で熱間仕上げ圧延を終了したのち、 100℃/sの速度で
650〜700 ℃まで冷却し、この温度域に５秒保持してか
ら、同じく 100℃/sの速度で 400〜500 ℃まで冷却し、
この温度に10〜120 分の種々の時間保持したのち、70℃
/hの速度で室温まで冷却した。得られた熱延板から、引
張試験片を切り出し、降伏強さ(YS)、引張強さ(TS)およ
び伸び(El)を求めた。また、断面組織をＳＥＭ観察する
と共に、第２相の針状フェライトとマルテンサイトの分
散状態を画像解析して、材質との関係について調査し
た。得られた結果を、整理して図４に示す。
【００２０】同図に示したとおり、第２相中における針
状フェライトとマルテンサイトとの面積率比ＦA ／ＭA
が 2.0〜20の範囲を満足する場合に、TS×El≧ 24000 M
Pa・％、YR≦65％という優れた強度−伸びバランスおよ
び低降伏比を得ることができた。そこで、この発明で
は、第２相中における針状フェライトとマルテンサイト
の比を、面積率比で 2.0〜20の範囲に限定したのであ
る。なお、この発明において、面積率は、顕微鏡写真を
画像解析することによって算出した。
状フェライトとマルテンサイトとの面積率比ＦA ／ＭA
が 2.0〜20の範囲を満足する場合に、TS×El≧ 24000 M
Pa・％、YR≦65％という優れた強度−伸びバランスおよ
び低降伏比を得ることができた。そこで、この発明で
は、第２相中における針状フェライトとマルテンサイト
の比を、面積率比で 2.0〜20の範囲に限定したのであ
る。なお、この発明において、面積率は、顕微鏡写真を
画像解析することによって算出した。
【００２１】また、この発明において、上記した第２相
の鋼組織中に占める比率は３〜40％とすることが好まし
い。というのは、相比率が３％に満たないと十分な耐衝
撃特性が得られず、一方40％を超えると伸びひいては強
度−伸びバランスが低下するからである。より好ましい
比率は10〜30％である。
の鋼組織中に占める比率は３〜40％とすることが好まし
い。というのは、相比率が３％に満たないと十分な耐衝
撃特性が得られず、一方40％を超えると伸びひいては強
度−伸びバランスが低下するからである。より好ましい
比率は10〜30％である。
【００２２】なお、この発明において、鋼組織は全て、
主相である初析フェライトと、第２相であるマルテンサ
イト、針状フェライトおよび残留オーステナイトの混合
相からなっているとは限らず、ベイナイト相などが若干
析出する場合もあるが、かような第３相が混入しても、
その比率が第２相全体の10％以下であれば特性上何ら問
題はない。
主相である初析フェライトと、第２相であるマルテンサ
イト、針状フェライトおよび残留オーステナイトの混合
相からなっているとは限らず、ベイナイト相などが若干
析出する場合もあるが、かような第３相が混入しても、
その比率が第２相全体の10％以下であれば特性上何ら問
題はない。
【００２３】次に、この発明において、鋼板の成分組成
を前記の範囲に限定した理由について説明する。 Ｃ：0.05〜0.40mass％ Ｃは、鋼の強化に有効に寄与するだけでなく、残留オー
ステナイトを得る上でも有用な元素である。しかしなが
ら、含有量が0.05mass％未満では、その効果に乏しく、
一方0.40mass％を超えると延性を低下させるので、Ｃ量
は0.05〜0.40mass％の範囲に限定した。
を前記の範囲に限定した理由について説明する。 Ｃ：0.05〜0.40mass％ Ｃは、鋼の強化に有効に寄与するだけでなく、残留オー
ステナイトを得る上でも有用な元素である。しかしなが
ら、含有量が0.05mass％未満では、その効果に乏しく、
一方0.40mass％を超えると延性を低下させるので、Ｃ量
は0.05〜0.40mass％の範囲に限定した。
【００２４】Si：1.0 〜3.0 mass％ Siは、残留オーステナイトの生成に不可欠な元素であ
り、そのためには少なくとも 1.0mass％の添加を必要と
するが、 3.0mass％を超える添加は、延性の低下を招く
だけでなく、スケール性状を低下させ表面品質上も問題
となるので、Si含有量は 1.0〜3.0 mass％の範囲に限定
した。
り、そのためには少なくとも 1.0mass％の添加を必要と
するが、 3.0mass％を超える添加は、延性の低下を招く
だけでなく、スケール性状を低下させ表面品質上も問題
となるので、Si含有量は 1.0〜3.0 mass％の範囲に限定
した。
【００２５】Mn：0.6 〜3.0 mass％ Mnは、鋼の強化元素として有用なだけでなく、残留オー
ステナイトを得る上でも有用な元素である。しかしなが
ら、含有量が 0.6mass％未満ではその効果に乏しく、一
方 3.0mass％を超えると延性の低下を招くので、Mn量は
0.6〜3.0 mass％の範囲に限定した。
ステナイトを得る上でも有用な元素である。しかしなが
ら、含有量が 0.6mass％未満ではその効果に乏しく、一
方 3.0mass％を超えると延性の低下を招くので、Mn量は
0.6〜3.0 mass％の範囲に限定した。
【００２６】Cr：0.2 〜2.0 mass％ このCr添加は、この発明の特徴の一つである。Crを添加
することにより、前述したように、第２相が針状フェラ
イト化する。そのためには、0.2 mass％以上の添加が必
要であるが、 2.0mass％を超えて添加すると粗大なCr炭
化物が生成して延性が阻害され、強度−伸びバランスお
よび動的ｎ値とも劣化するので、Cr量は0.2 〜2.0 mass
％の範囲に限定した。好ましくは 0.3〜1.8 mass％であ
る。
することにより、前述したように、第２相が針状フェラ
イト化する。そのためには、0.2 mass％以上の添加が必
要であるが、 2.0mass％を超えて添加すると粗大なCr炭
化物が生成して延性が阻害され、強度−伸びバランスお
よび動的ｎ値とも劣化するので、Cr量は0.2 〜2.0 mass
％の範囲に限定した。好ましくは 0.3〜1.8 mass％であ
る。
【００２７】図５および図６に、Cr量と強度−伸びバラ
ンスおよび動的ｎ値との関係について調べた結果をそれ
ぞれ示す。図５，６より明らかなように、Cr含有量が
0.2mass％以上、 2.0mass％以下の範囲で、TS×El≧240
00 (MPa・%)、動的ｎ値≧0.35の優れた加工性および耐
衝撃特性が得られている。
ンスおよび動的ｎ値との関係について調べた結果をそれ
ぞれ示す。図５，６より明らかなように、Cr含有量が
0.2mass％以上、 2.0mass％以下の範囲で、TS×El≧240
00 (MPa・%)、動的ｎ値≧0.35の優れた加工性および耐
衝撃特性が得られている。
【００２８】以上、基本成分について説明したが、この
発明では、オーステナイト生成元素としてＰやAl、また
強度改善成分としてTiやNbを、以下の範囲で適宜含有さ
せることができる。 Ｐ：0.01〜0.2 mass％ Ｐは、残留オーステナイト生成元素として有用である
が、含有量が0.01mass％に満たないとその添加効果に乏
しく、一方 0.2mass％を超えると耐二次加工性が劣化す
るので、添加する場合には0.01〜0.2 mass％の範囲とす
ることが望ましい。
発明では、オーステナイト生成元素としてＰやAl、また
強度改善成分としてTiやNbを、以下の範囲で適宜含有さ
せることができる。 Ｐ：0.01〜0.2 mass％ Ｐは、残留オーステナイト生成元素として有用である
が、含有量が0.01mass％に満たないとその添加効果に乏
しく、一方 0.2mass％を超えると耐二次加工性が劣化す
るので、添加する場合には0.01〜0.2 mass％の範囲とす
ることが望ましい。
【００２９】Al：0.01〜0.3 mass％ Alも、Ｐと同様、残留オーステナイト生成元素として有
用なものであるが、含有量が0.01mass％に満たないとそ
の添加効果に乏しく、一方 0.3mass％を超えると延性の
低下を招くので、添加する場合には0.01〜0.3 mass％の
範囲とすることが望ましい。
用なものであるが、含有量が0.01mass％に満たないとそ
の添加効果に乏しく、一方 0.3mass％を超えると延性の
低下を招くので、添加する場合には0.01〜0.3 mass％の
範囲とすることが望ましい。
【００３０】Ti：0.005 〜0.25mass％、Nb：0.003 〜0.
1 mass％ TiおよびNbはいずれも、主相であるフェライトを細粒化
させることによって、強度の向上に有効に寄与するの
で、必要に応じて添加することができる。特にTiを含有
させると、針状フェライトのノーズが短時間側に移行
し、コイルミドル部と比較して冷却速度が速くなるコイ
ル端部においても十分針状フェライトが析出するので、
歩留りが向上する効果もある。しかしながら、含有量が
あまりに少ないとその添加効果に乏しく、一方過度の添
加は延性の低下を招くので、それぞれ上記の範囲で含有
させることが好ましい。
1 mass％ TiおよびNbはいずれも、主相であるフェライトを細粒化
させることによって、強度の向上に有効に寄与するの
で、必要に応じて添加することができる。特にTiを含有
させると、針状フェライトのノーズが短時間側に移行
し、コイルミドル部と比較して冷却速度が速くなるコイ
ル端部においても十分針状フェライトが析出するので、
歩留りが向上する効果もある。しかしながら、含有量が
あまりに少ないとその添加効果に乏しく、一方過度の添
加は延性の低下を招くので、それぞれ上記の範囲で含有
させることが好ましい。
【００３１】次に、この発明鋼の製造方法について具体
的に説明する。この発明鋼は、基本的に、第２相として
マルテンサイト、針状フェライトおよび残留オーステナ
イトからなる混合組織を形成させれば良いのであるか
ら、前掲図２に示した冷却曲線に沿って、冷却させれば
良い。そして、針状フェライト域での保持時間を、ベイ
ナイト変態が生じない範囲でできるだけ長くすることに
よって、針状フェライトの生成量を増大させてやれば良
く、かくして65％以下という優れた降伏比が得られるの
である。
的に説明する。この発明鋼は、基本的に、第２相として
マルテンサイト、針状フェライトおよび残留オーステナ
イトからなる混合組織を形成させれば良いのであるか
ら、前掲図２に示した冷却曲線に沿って、冷却させれば
良い。そして、針状フェライト域での保持時間を、ベイ
ナイト変態が生じない範囲でできるだけ長くすることに
よって、針状フェライトの生成量を増大させてやれば良
く、かくして65％以下という優れた降伏比が得られるの
である。
【００３２】すなわち、 780〜980 ℃程度で熱間仕上げ
圧延後、 620〜780 ℃の初析フェライト域のノーズ近傍
まで冷却したのち、この温度域に１〜10秒程度保持（ま
たは緩冷却）することにより、主相である初析フェライ
トを析出させ、ついで 350〜500 ℃の針状フェライト域
まで冷却し、この領域で、少なくとも40分以上（ただし
ベイナイト変態が生じない時間）等温保持するかまたは
緩冷却後、好ましくは50℃/h以上の速度で室温まで冷却
することにより、針状フェライト、マルテンサイトおよ
び残留オーステナイトからなる第２相を形成させると共
に、第２相中における針状フェライトとマルテンサイト
の比を面積率比で 2.0〜20の範囲に制御するのである。
圧延後、 620〜780 ℃の初析フェライト域のノーズ近傍
まで冷却したのち、この温度域に１〜10秒程度保持（ま
たは緩冷却）することにより、主相である初析フェライ
トを析出させ、ついで 350〜500 ℃の針状フェライト域
まで冷却し、この領域で、少なくとも40分以上（ただし
ベイナイト変態が生じない時間）等温保持するかまたは
緩冷却後、好ましくは50℃/h以上の速度で室温まで冷却
することにより、針状フェライト、マルテンサイトおよ
び残留オーステナイトからなる第２相を形成させると共
に、第２相中における針状フェライトとマルテンサイト
の比を面積率比で 2.0〜20の範囲に制御するのである。
【００３３】
実施例１ 表１示す種々の成分組成になる鋼スラブを、1200℃に加
熱後、粗圧延し、ついで仕上げ温度：860 ℃で熱間仕上
げ圧延を終了した後、80℃/sの速度で 700℃まで冷却
し、この温度に５秒保持してから、同じく80℃/sの速度
で 450℃まで冷却したのち、コイルに巻取り、巻取り
後、70〜90分間保持してから、70℃/hの速度で室温まで
冷却した。得られた熱延板から、引張試験片を切り出
し、それらの試験片について、ひずみ速度：２×10-2/s
の条件で引張試験を実施し、降伏強さ(YS)、引張強さ(T
S)および伸び(El)を求めた。また、ホプキンソンプレッ
シャーバー試験材（材料とプロセス vol.9 (1996)P.110
8〜1111）を用いて、ひずみ速度：２×103/s の条件で
引張試験を実施し、伸びが10％の時の瞬間ｎ値（動的ｎ
値）を求めた。さらに、プレス成形時における加工硬化
量（ＷＨ）およびその後の塗装焼付時(170℃）における
焼付硬化量（ＢＨ）についても測定した。なお、ＷＨ，
ＢＨは、ひずみ速度：２×10-2／ｓの引張試験機を用
い、図７により求めた。各熱延鋼板の鋼組織、TS×Elバ
ランス、YR、ＷＨ＋ＢＨおよび動的ｎ値ついて調べた結
果を整理して表２に示す。
熱後、粗圧延し、ついで仕上げ温度：860 ℃で熱間仕上
げ圧延を終了した後、80℃/sの速度で 700℃まで冷却
し、この温度に５秒保持してから、同じく80℃/sの速度
で 450℃まで冷却したのち、コイルに巻取り、巻取り
後、70〜90分間保持してから、70℃/hの速度で室温まで
冷却した。得られた熱延板から、引張試験片を切り出
し、それらの試験片について、ひずみ速度：２×10-2/s
の条件で引張試験を実施し、降伏強さ(YS)、引張強さ(T
S)および伸び(El)を求めた。また、ホプキンソンプレッ
シャーバー試験材（材料とプロセス vol.9 (1996)P.110
8〜1111）を用いて、ひずみ速度：２×103/s の条件で
引張試験を実施し、伸びが10％の時の瞬間ｎ値（動的ｎ
値）を求めた。さらに、プレス成形時における加工硬化
量（ＷＨ）およびその後の塗装焼付時(170℃）における
焼付硬化量（ＢＨ）についても測定した。なお、ＷＨ，
ＢＨは、ひずみ速度：２×10-2／ｓの引張試験機を用
い、図７により求めた。各熱延鋼板の鋼組織、TS×Elバ
ランス、YR、ＷＨ＋ＢＨおよび動的ｎ値ついて調べた結
果を整理して表２に示す。
【００３４】
【表１】
【００３５】
【表２】
【００３６】表２に示したとおり、この発明に従い、第
２相として、マルテンサイト、針状フェライトおよび残
留オーステナイトの混合組織を形成させ、かつ第２相中
の針状フェライトとマルテンサイトとの面積率比ＦA ／
ＭA を 2.0〜20の範囲に制御したものはいずれも、TS×
El≧ 24000 MPa・％の優れた強度−伸びバランスとYR≦
65％の低降伏比、さらには動的ｎ値≧0.35という優れた
耐衝撃特性およびＷＨ＋ＢＨ≧ 100 MPa・％という高い
加工・焼付硬化量を得ることができた。
２相として、マルテンサイト、針状フェライトおよび残
留オーステナイトの混合組織を形成させ、かつ第２相中
の針状フェライトとマルテンサイトとの面積率比ＦA ／
ＭA を 2.0〜20の範囲に制御したものはいずれも、TS×
El≧ 24000 MPa・％の優れた強度−伸びバランスとYR≦
65％の低降伏比、さらには動的ｎ値≧0.35という優れた
耐衝撃特性およびＷＨ＋ＢＨ≧ 100 MPa・％という高い
加工・焼付硬化量を得ることができた。
【００３７】
【発明の効果】かくして、この発明に従い、主相を初析
フェライトとし、かつ第２相をマルテンサイト、針状フ
ェライトおよび残留オーステナイトの混合組織にすると
共に、第２相中の針状フェライトとマルテンサイトとの
面積率比ＦA ／ＭA を 2.0〜20の範囲に制御することに
より、優れた成形性と耐衝撃特性とを兼ね備えた熱延鋼
板を得ることができる。
フェライトとし、かつ第２相をマルテンサイト、針状フ
ェライトおよび残留オーステナイトの混合組織にすると
共に、第２相中の針状フェライトとマルテンサイトとの
面積率比ＦA ／ＭA を 2.0〜20の範囲に制御することに
より、優れた成形性と耐衝撃特性とを兼ね備えた熱延鋼
板を得ることができる。
【図１】従来のＴＲＩＰ鋼の代表的な連続冷却変態曲線
図（ＣＣＴ図）である。
図（ＣＣＴ図）である。
【図２】この発明の成分系における代表的連続冷却変態
曲線図（ＣＣＴ図）である。
曲線図（ＣＣＴ図）である。
【図３】(a) この発明に従い得られる第２相の特徴的な
相構成および(b) 従来のＴＲＩＰ鋼の第２相の相構成を
示す模式図である。
相構成および(b) 従来のＴＲＩＰ鋼の第２相の相構成を
示す模式図である。
【図４】ＦA ／ＭA 比と降伏強さ(YS)、引張強さ(TS)、
伸び(El)、降伏比（YR) および強度−伸びバランス（TS
×El）との関係を示すグラフである。
伸び(El)、降伏比（YR) および強度−伸びバランス（TS
×El）との関係を示すグラフである。
【図５】Cr量と強度−伸びバランスとの関係を示すグラ
フである。
フである。
【図６】Cr量と動的ｎ値との関係を示すグラフである。
【図７】加工硬化量（ＷＨ）および焼付硬化量（ＢＨ）
の説明図である。
の説明図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 高木 周作 千葉県千葉市中央区川崎町１番地 川崎製 鉄株式会社技術研究所内 (72)発明者 古君 修 千葉県千葉市中央区川崎町１番地 川崎製 鉄株式会社技術研究所内 (72)発明者 小原 隆史 千葉県千葉市中央区川崎町１番地 川崎製 鉄株式会社技術研究所内
Claims (4)
- 【請求項１】Ｃ：0.05〜0.40mass％、 Si：1.0 〜
3.0 mass％、 Mn：0.6 〜3.0 mass％、 Cr：0.2 〜2.0 mass％ を含有し、残部は実質的にFeの組成になり、鋼組織が、
初析フェライトを主相として、マルテンサイト、針状フ
ェライトおよび残留オーステナイトからなる第２相を有
し、かつ該第２相中の針状フェライトとマルテンサイト
が下記式の関係を満足することを特徴とする耐衝撃特性
に優れた高強度高加工性熱延鋼板。 記 2.0 ≦ＦA ／ＭA ≦ 20 ここで、ＦA : 第２相中における針状フェライトの面積
率（％） ＭA : 第２相中におけるマルテンサイトの面積率（％） - 【請求項２】 請求項１において、鋼組成が、さらに Ｐ：0.01〜0.2 mass％、 Al：0.01〜0.3 mass％ のうちから選んだ少なくとも一種を含有する組成になる
ことを特徴とする耐衝撃特性に優れた高強度高加工性熱
延鋼板。 - 【請求項３】 請求項１または２において、鋼組成が、
さらに Ti：0.005 〜0.25mass％、 Nb：0.003 〜0.1 mass％ のうちから選んだ少なくとも一種を含有する組成になる
ことを特徴とする耐衝撃特性に優れた高強度高加工性熱
延鋼板。 - 【請求項４】 請求項１，２または３において、鋼組織
中に占める第２相の比率が３〜40％であることを特徴と
する耐衝撃特性に優れた高強度高加工性熱延鋼板。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14957298A JP3724193B2 (ja) | 1997-06-06 | 1998-05-29 | 耐衝撃特性に優れかつ降伏比が低い高強度高加工性熱延鋼板 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9-149299 | 1997-06-06 | ||
| JP14929997 | 1997-06-06 | ||
| JP14957298A JP3724193B2 (ja) | 1997-06-06 | 1998-05-29 | 耐衝撃特性に優れかつ降伏比が低い高強度高加工性熱延鋼板 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH1150186A true JPH1150186A (ja) | 1999-02-23 |
| JP3724193B2 JP3724193B2 (ja) | 2005-12-07 |
Family
ID=26479234
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP14957298A Expired - Fee Related JP3724193B2 (ja) | 1997-06-06 | 1998-05-29 | 耐衝撃特性に優れかつ降伏比が低い高強度高加工性熱延鋼板 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3724193B2 (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2001355042A (ja) * | 2000-04-10 | 2001-12-25 | Kawasaki Steel Corp | プレス成形性と歪時効硬化特性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
| EP1195447A4 (en) * | 2000-04-07 | 2003-05-02 | Kawasaki Steel Co | HOT, COLD ROLLED AND MELT-GALVANIZED STEEL PLATE WITH EXCELLENT RECALING BEHAVIOR |
| JP2012126974A (ja) * | 2010-12-16 | 2012-07-05 | Usui Kokusai Sangyo Kaisha Ltd | 切欠き疲労強度に優れた高強度鋼製加工品及びその製造方法 |
| JP6569842B1 (ja) * | 2018-12-11 | 2019-09-04 | 日本製鉄株式会社 | 成形性、靱性、及び、溶接性に優れた高強度鋼板、及び、その製造方法 |
-
1998
- 1998-05-29 JP JP14957298A patent/JP3724193B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1195447A4 (en) * | 2000-04-07 | 2003-05-02 | Kawasaki Steel Co | HOT, COLD ROLLED AND MELT-GALVANIZED STEEL PLATE WITH EXCELLENT RECALING BEHAVIOR |
| JP2001355042A (ja) * | 2000-04-10 | 2001-12-25 | Kawasaki Steel Corp | プレス成形性と歪時効硬化特性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
| JP2012126974A (ja) * | 2010-12-16 | 2012-07-05 | Usui Kokusai Sangyo Kaisha Ltd | 切欠き疲労強度に優れた高強度鋼製加工品及びその製造方法 |
| JP6569842B1 (ja) * | 2018-12-11 | 2019-09-04 | 日本製鉄株式会社 | 成形性、靱性、及び、溶接性に優れた高強度鋼板、及び、その製造方法 |
| WO2020121417A1 (ja) * | 2018-12-11 | 2020-06-18 | 日本製鉄株式会社 | 成形性、靱性、及び、溶接性に優れた高強度鋼板、及び、その製造方法 |
| CN113166865A (zh) * | 2018-12-11 | 2021-07-23 | 日本制铁株式会社 | 成形性、韧性及焊接性优异的高强度钢板及其制造方法 |
| CN113166865B (zh) * | 2018-12-11 | 2022-07-12 | 日本制铁株式会社 | 成形性、韧性及焊接性优异的高强度钢板及其制造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3724193B2 (ja) | 2005-12-07 |
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