JPH1171637A

JPH1171637A - 耐衝撃特性及び黒皮ままのプレス加工性に優れる高強度高加工性鋼板

Info

Publication number: JPH1171637A
Application number: JP10168721A
Authority: JP
Inventors: Tetsuo Shimizu; 哲雄清水; Chikako Fujinaga; 千香子藤長; Shinjiro Kaneko; 真次郎金子; Takaaki Hira; 隆明比良; Shusaku Takagi; 周作高木
Original assignee: Kawasaki Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 1997-06-20
Filing date: 1998-06-16
Publication date: 1999-03-16

Abstract

(57)【要約】【課題】黒皮のままで十分な成形性と厳しい安全基準
の両者を満足する、耐衝撃特性に優れた高強度高加工性
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 〜3.0mass％、Cr：0.2 〜2.0 mass％
を含有し、残部は実質的にFeの組成になり、かつ主相が
初析フェライトで、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にな
り、鋼板表面のスケール厚みが４μm 以下である鋼板。

Description

【発明の詳細な説明】

【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、耐衝撃特性及び黒皮ままの
プレス加工性に優れる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。

【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号公報及び特公平５-6
7682号公報には、高加工性高強度熱延鋼板として、フェ
ライト、ベイナイト及び５％以上の残留オーステナイト
を含む、いわゆるTransformation Induced Plasticity
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≧24000MPa・％) 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、プレス整形時にお
ける加工硬化量（ＷＨ）及びその後の焼付塗装時におけ
る焼付硬化量（ＢＨ）の和が70MPa 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。

【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。また、ＴＲＩＰ鋼などにおいては、鋼板製造時に生
成した表面スケールが付着した状態でプレス等の加工を
行うと、この加工の際にスケールが剥離してラインの汚
染原因となったり、型への焼き付き、かじり等が発生す
ることから、ラインの清掃、型の清掃、メンテナンスが
必要となり、歩留まりの低下やコストの上昇を招くおそ
れがある。したがって、鋼板表面に生成したスケール
を、加工の前に酸洗等により確実に除去することが必要
とされている。このスケール除去処理はコストアップ要
因であり、弊害を伴うことなしにスケール除去処理を省
略することができるならば、工程の短縮、省コストを実
現できるため、工業上メリットは大きい。

【０００６】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、かつスケ
ールが付着したまま、換言すれば黒皮ままでのプレス加
工性に優れる高強度高加工性熱延鋼板を提案することを
目的とする。

【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、まず高強度高加工性熱延鋼板に関して、優れ
た耐衝撃特性を具備させるための方策についての開発を
進めた。その結果、耐衝突安全性、換言すれば耐衝撃特
性については従来、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考えられてきたが、
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

【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
値の代表とする。しかも、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。

【０００８】そこで、具体的な鋼板の目標特性として、
強度−伸びバランス（TS×El）を 24000 MPa・％以上と
する他に、発明者らが耐衝撃特性の指標として新たに見
出した、動的ｎ値を0.35以上にすること、加工・焼付硬
化量（ＷＨ＋ＢＨ）を100 MPa 以上にすることを目指し
て、更に研究開発を進めた（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）。ここに、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結果、
ＴＲＩＰ鋼では、成形性に有利な残留オーステナイトを
十分な両で得るには、ベイナイト相を生成させることが
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わかった。ま
た、ＤＰ鋼におけるフェライト，マルテンサイト相の他
に、針状フェライト相を含む組織にすれば、ＤＰ鋼の強
度−伸びバランスを効果的に向上させ得ることを見いだ
した。

【０００９】そこで、発明者らは、かようなベイナイト
相、特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、動的ｎ値が0.35以上という、優れた耐衝
撃特性の達成に関して望外の成果が得られ、併せて（WH
＋BH）についても100 MPa 以上が得られたのである。

【００１０】しかしながら、かような初析フェライト以
外の第２相を針状フェライト＋マルテンサイト＋残留オ
ーステナイトの混合組織にした鋼板においても、鋼板製
造時に生成した表面スケールが付着した状態でプレス等
の加工を行うと、この加工の際にスケールが剥離してラ
インの汚染原因となったり、型への焼き付き、かじり等
が発生することから、ラインの清掃、型の清掃、メンテ
ナンスが必要となり、歩留まりの低下やコストの上昇を
招くおそれがあった。そこで、スケール除去処理を施す
ことなしに、プレス等の加工をしてもスケール剥離に起
因した問題が生じないようにするための研究開発を行っ
た結果、スケールの厚みを薄くすれば良いことを見いだ
した。この発明は、上記の知見に立脚するものである。

【００１１】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 mass％及
びCr：0.2 〜2.0 mass％を含有し、残部は実質的にFeの
組成になり、初析フェライトを主相として、マルテンサ
イト、針状フェライト及び残留オーステナイトからなる
第２相を有する組織になり、鋼板表面のスケール厚みが
４μm 以下であることを特徴とする耐衝撃特性及び黒皮
ままのプレス加工性に優れる高強度高加工性熱延鋼板で
ある。

【００１２】この発明では、スケール中のFe₃O₄及びα
−Feの比率の和が60％以上であることがより好ましく、
また、鋼の成分組成につき、上記した基本組成の他、オ
ーステナイト生成成分として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。

【００１３】更に、この発明においては、鋼組織中に占
める第２相の比率を３〜40％とすることが好ましく、さ
らに第２相における各相の比率については、マルテンサ
イト：10〜80％、残留オーステナイト：８〜30％、針状
フェライト：５〜60％とすることが好ましい。

【００１４】

【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）を析
出させ、同時に未変態のオーステナイト相への固溶炭素
の濃縮を促進して、オーステナイト相の安定度を増した
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、強度及び加工性の面では
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。

【００１５】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）が析出するこ
と、及び(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及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。

【００１６】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
ーステナイト及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。

【００１７】ここに、針状フェライトとは、結晶粒の長
径がおおむね10μm 以下、アスペクト比が１：1.5 以
上、そして第２相中の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。

【００１８】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。なお、発明者らの知見によれば、針状フェライト
とマルテンサイトの界面面積率が大きくなるほど、動的
ｎ値は大きくなる傾向にあることが確認されている。

【００１９】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％を超えると伸びが低下するからで
ある。より好ましい比率は10〜30％である。なお、この
発明において、相比率は、鋼試料を研磨後、２％硝酸＋
エチルアルコール溶液でエッチングし、顕微鏡写真を画
像解析することによって測定した。

【００２０】また、第２相における各相の比率について
は、マルテンサイト：10〜80％（好ましくは30〜60
％）、残留オーステナイト：８〜30％（好ましくは10〜
20％）、針状フェライト：５〜60％（好ましくは20〜5
0）とすることが望ましい。というのは、マルテンサイ
トの比率が10％に満たないと十分な耐衝撃特性が得られ
ず、一方80％を超えると伸びが低下するからである。ま
た、残留オーステナイトの比率が８％に満たないと十分
な伸びが得られず、一方30％を超えると耐衝撃特性が低
下する。更に、針状フェライトの比率が５％に満たない
と耐衝撃特性が低下し、一方、60％を超えると伸びが低
下する。

【００２１】なお、鋼組織全体に占める各相の比率とし
ては、マルテンサイト、針状フェライトは、それぞれ５
〜15％程度、残留オーステナイトは２〜10％程度とする
のが好適である。また、この発明において、鋼組織は主
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、針状フェライト及び残留オーステナイトの混合相か
らなっている場合の他に、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。

【００２２】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成分である。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。

【００２３】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成分であ
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。

【００２４】Mn：0.6 〜3.0 mass％ Mnは、鋼の強化成分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成分である。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。

【００２５】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Cr炭化
物が生成して延性が阻害され、強度−伸びバランス及び
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 mass％以上1.8 mass％
以下である。

【００２６】図４及び図５に、Cr量と強度−伸びバラン
ス及び動的ｎ値との関係について調べた結果をそれぞれ
示す。図４，５より明らかなように、Cr含有量が 0.2ma
ss％以上、 2.0mass％以下の範囲で、TS×El≧24000 (M
Pa・%)、動的ｎ値≧0.35の優れた加工性及び耐衝撃特性
が得られている。

【００２７】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成分として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成分として有用である
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。

【００２８】Al：0.01〜0.3 mass％ Alも、Ｐと同様、残留オーステナイト生成成分として有
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。

【００２９】 Ti：0.005 〜0.25mass％、Nb：0.003 〜0.1 mass％ Ti及びNbはいずれも、主相であるフェライトの細粒化に
より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。更に、Tiにおいては針状フェライ
トのノーズが短時間側に移動し、コイルミドル部と比較
して冷却速度が早くなるコイル端部でも十分針状フェラ
イトが析出するので、歩留ま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ものとした。なお、その
他の元素については、成形性を維持するためにＳは0.01
％以下、Ｎは0.01％以下とすることが好ましい。

【００３０】次に、この発明において、鋼板表面のスケ
ール厚みを４μm 以下に限定した理由について説明す
る。熱延鋼板の製造時においては、熱間圧延を経た鋼板
表面にはスケールが不可避に形成される。このスケール
はプレス等の加工の際のラインの汚染原因となったり、
型への焼き付き、かじり等の発生原因となることから、
従来、酸洗を行って、表面スケールを除去していたこと
は既に述べたとおりである。。そこで、この酸洗除去を
省略してスケールが付着したまま（黒皮まま）でもプレ
ス加工性等に弊害を起こさないようにするためには、加
工時のスケール剥離量を少なくする必要があり、それに
はスケール厚みを薄くすることが肝要であることを見い
だしたのである。鋼板表面のスケール厚みが４μm 以下
であれば、スケールの剥離量が、型の焼きつき、かじり
の問題を生じない量になる。実際の定量化は、図６に示
すフロントサイドメンバーのモデル成形において、スケ
ールの剥離量が型の焼きつき、かじりの問題を生じない
か否かの判断で行い、スケール厚みが４μm 以下であれ
ば、上記の問題は生じなかった。

【００３１】表面スケールの組成は、FeO が共析変態し
て生成した、Fe₃O₄及びα−Feの比率の和が60％以上で
あることが好適である。このFeO が共析変態して生成し
た、Fe₃O₄及びα−Feの比率の和が体積率で60％以上で
あれば、組成的にスケール密着性が向上し、更なる成形
時のスケール剥離量の低減が達成でき、型焼きつき、か
じりだけでなく、ラインの汚染が防止でき、定期的なラ
インの清掃が不要となる。

【００３２】鋼板表面のスケール厚みを４μm 以下にす
る具体的手段については、特に限定するものではない
が、例えば、粗圧延と仕上圧延との間に衝突圧25kgf/cm
²以上の高圧デスケーリングを行い、かつ、仕上圧延
後、直ちに急速冷却すること、などがコストアップ要因
も少なく、有利である。また、表面スケールの組成を、
FeO が共析変態して生成した、Fe₃O₄及びα−Feの比率
の和が60％以上にするには、例えば、巻取後に、350 ℃
〜500 ℃の温度範囲で20分から１hrの範囲で保持もしく
は緩冷却して、FeO 共析変態を進行させるのが良い。か
かる20分〜１hrの範囲で共析変態が進行するし、20分よ
り短いと共析変態が十分に進行しないし、１hrよりも長
いとマルテンサイト中の炭化物が粗大化し、伸び特性が
劣化する。

【００３３】次に、この発明鋼の製造方法について説明
すると、この発明鋼は、要するに、第２相としてマルテ
ンサイト、針状フェライト及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、所定の
成分組成範囲になる鋼を前掲図２に示した冷却曲線に沿
って、冷却させれば良い。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（又は緩冷却）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、この領域に２〜60分程度保持
（又は緩冷却）後、50℃/h以上の温度で室温まで冷却す
ることにより、針状フェライト、マルテンサイト及び残
留オーステナイトからなる第２相を形成させるのであ
る。そして、鋼板表面のスケール厚みを４μm 以下にす
るために、上述したような、粗圧延と仕上圧延との間の
衝突圧25kgf/cm²以上の高圧デスケーリング及び仕上圧
延直後の急冷等を行い、より好ましくは、表面スケール
の組成を、FeO が共析変態した生成した、Fe₃O₄及びα
−Feの比率の和が60％以上にするために、巻取後の冷却
時に、350 ℃〜500 ℃の範囲で20分から１hrで保持（又
は緩冷却）するのが良い。

【００３４】

【実施例】表１に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：86
0 ℃で熱間仕上げ圧延を終了したのち、60℃/sの速度で
700℃まで冷却し、この温度に10秒保持してから、同じ
く60℃/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10分間保持してから、100 ℃/hr の速度
で室温まで冷却した。また、一部の試料はコイル巻取り
後、25分間保持してから同じく100 ℃/hr の速度で室温
まで冷却した。なお、各鋼ともＳは10〜20ppm、Ｎは20
〜30ppm の範囲内であった。かかる製造工程中、幾つか
の試料については、鋼板表面スケールの厚みを４μm 以
下にするために粗圧延と仕上圧延の間で、高圧デスケー
リング（衝突圧25kgf/cm²）を施し、かつ、仕上圧延機
を出てから0.12sec 後から60℃/secの速度で冷却を開始
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(TS)及び
伸び(El)を求めた。次に、ホプキンソンプレッシャーバ
ー試験材を用いて、（参照：材料とプロセスvol.9 (199
6) p.1108-1111）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。また、鋼板の表面スケール厚みは酸洗減量測
定法により測定した。スケールの組成はＸ線回折解析に
より調べた。更に、図６に示すフロントサイドメンバー
のモデルを成形加工（しわ抑え力：30tonf）した際の型
の焼付き、かじりの有無、型への剥離スケール堆積によ
ってスケール剥離量を評価した。これらの結果を整理し
て表２，表３に示す。また、プレス成形時における加工
硬化量（ＷＨ）及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、Ｗ
Ｈ、ＢＨは、引張試験機を用いひずみ速度２×10^-2/sで
引張試験を行ったときの結果から、図７に示す要領にて
求めた。表３においては、成形加工に有害な型の焼付
き、かじりが発生しなかったものを○印、発生したもの
を×印で表している。また、スケールの堆積による定期
的な仕方の清掃が不要なものを○印、一定数量の加工毎
に型の清掃が必要なものを△印、毎回型の清掃が必要な
ものを×印で表している。

【００３５】

【表１】

【００３６】

【表２】

【００３７】

【表３】

【００３８】表２，表３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、針状フェライト及
び残留オーステナイトの混合組織を形成させ、かつ、鋼
板表面のスケール厚みを４μm 以下としたものはいずれ
も、TS×El≧24000MPa・％の優れた強度−伸びバランス
と動的ｎ値≧0.35の優れた耐衝撃特性及びＷＨ＋ＢＨ≧
100 MPa の優れた加工・焼付硬化性が得られているとと
もに、黒皮ままでも割れなどが発生せず、良好なプレス
加工性が得られている。

【００３９】

【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
ェライト及び残留オーステナイトの混合組織とし、鋼板
表面のスケール厚みを４μm 以下とすることにより、さ
らに加えて鋼板表面のスケール組成がFeO が共析変態し
て生成したFe₃O₄及びα−Feの比率の和を60％以上とす
ることにより、プレス加工時のスケール剥離が防止で
き、プレスラインの汚染や型焼きつき、かじりが皆無と
なり、かつ優れた成形性と耐衝撃特性とを兼ね備え、優
れた黒皮ままでのプレス加工性を有する熱延鋼板を得る
ことができる。

【図面の簡単な説明】

【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。

【図３】(a) この発明に従い得られる第２相の特徴的な
相構成及び(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】Cr量と強度−伸びバランスとの関係を示すグラ
フである。

【図５】Cr量と動的ｎ値との関係を示すグラフである。

【図６】フロントサイドメンバーのモデルを示す図であ
る。

【図７】加工硬化性（ＷＨ）及び焼付硬化性（ＢＨ）の
説明図である。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者金子真次郎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)発明者比良隆明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

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】Ｃ：0.05〜0.40mass％、 Si：1.0 〜3.0 mass％、 Mn：0.6 〜3.0 mass％及び Cr：0.2 〜2.0 mass％を含有し、残部は実質的にFeの組成になり、初析フェラ
イトを主相として、マルテンサイト、針状フェライト及
び残留オーステナイトからなる第２相を有する組織にな
り、鋼板表面のスケール厚みが４μm 以下であることを
特徴とする耐衝撃特性及び黒皮ままのプレス加工性に優
れる高強度高加工性熱延鋼板。
【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％及び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及び黒皮ままのプレス加工性に優
れる高強度高加工性熱延鋼板。
【請求項３】請求項１又は２において、鋼組成が、さ
らにTi：0.005 〜0.25mass％及びNb：0.003 〜0.1 mass
％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及び黒皮ままのプレス加工
性に優れる高強度高加工性熱延鋼板。