JP2000017385A - 動的変形特性に優れたデュアルフェーズ型高強度冷延鋼板とその製造方法 - Google Patents
動的変形特性に優れたデュアルフェーズ型高強度冷延鋼板とその製造方法Info
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Abstract
材に使用することを目的とした優れた耐衝突安全性を有
する動的変形特性に優れたデュアルフェーズ型自動車用
高強度冷延鋼板とその製造方法を提供する。 【解決手段】 最終的に得られる鋼板のミクロ組織にお
いて、主相がフェライトで第2相が前記鋼板の5%成形
加工後にマルテンサイトを体積分率で3〜50%を含む
その他の低温生成相との複合組織であり、相当歪にて0
%超〜10%以下の予変形を加えた後、5×10-4〜5
×10-3(s-1) の歪速度範囲で変形した時の準静的変
形強度σsと、前記予変形を加えた後、5×102 〜5
×103 (s-1) の歪速度範囲で変形した時の動的変形
強度σdとの差(σd−σs)が60MPa以上を満足
し、かつ歪5〜10%の加工硬化指数が0.13以上を
満足することを特徴とする動的変形特性に優れたデュア
ルフェーズ型高強度冷延鋼板である。
Description
構造部材や補強材に使用することを目的とした優れた耐
衝突安全性を有する動的変形特性に優れたデュアルフェ
ーズ型自動車用高強度冷延鋼板とその製造方法に関する
ものである。
化を目的に、高強度鋼の適用が拡大してきたが、直近で
は自動車事故を想定した耐衝突安全性に関する法規制が
国内外で急速に拡大・強化されつつあり、高強度鋼への
期待が益々高まっている。例えば、乗用車の前面衝突に
おいては、フロントサイドメンバと呼ばれる部材に高い
衝撃吸収性能を持つ材料を適用すれば、この部材が圧潰
することで衝撃エネルギーが吸収され、乗員にかかる衝
撃を緩和することができる。
主眼として開発されたものであり、耐衝突安全性の観点
では適用が疑問視されている。耐衝突安全性に優れた自
動車用鋼板およびその製造方法に係わる従来技術として
は、特開平7−18372号公報に開示されたように、
耐衝突安全性の指標として鋼板の高歪速度下における降
伏強さを高めることが開示されているが、部材は成形加
工時および衝突変形時に歪を受けるため、耐衝撃性の指
標としては降伏強さに加工硬化分を加味することが必要
であり、前述のような従来技術では耐衝突安全性として
は不十分である。
度は103 (s-1)程度に達するため、材料の衝撃吸収
能を考える場合、このような高歪速度域での動的変形特
性の解明が必要でもある。そして、自動車の軽量化と衝
突安全性向上を両立させることのできる、動的変形特性
に優れた高強度鋼板が必要とされ、最近この点に関する
報告がある。例えば、本発明者らは、CAMP-ISIJ Vol.9
(1966) P.1112〜1115において、高強度薄鋼板の高速変
形特性と衝撃エネルギー吸収能について報告し、その中
で、103 (s-1)の高歪速度での動的強度は、10-3
(s-1)の低歪速度での静的強度と比較して大きく上昇
すること、鋼材の強度上昇によりクラッシュ時の吸収エ
ネルギーが向上すること、材料の歪速度依存性は鋼の組
織に依存すること、TRIP型の鋼(加工誘起変態型の
鋼)およびデュアルフェーズ(以下DPという)型の鋼
は優れた成形性と高い衝撃吸収能を兼ね備えることを述
べている。また、このDP型の鋼に関し、本発明者らは
先に特願平8−98000号および特願平8−1092
24号を出願し、その中で自動車軽量化および衝突安全
性向上の双方を達成するのに適した静的強度に対し動的
強度が高い高強度鋼板とその製造方法を提案している。
鋼板について自動車衝突時の高歪速度における動的変形
特性が解明されつつあるものの、衝撃エネルギー吸収の
ための自動車部材として、鋼板のどのような特性に注目
し、どのような基準で材料選定をおこなえば良いかにつ
いては明らかにされていない。また、上記自動車部材
は、鋼板に曲げやプレス等の成形を施して製造され、衝
突時の衝撃は、これら加工された部材に対して加えられ
る。しかし、このような成形加工後における衝撃エネル
ギー吸収能を解明した、実部材としての動的変形特性に
優れた高強度鋼板については、従来知られていない。
優れた形状凍結性、優れた張出し性(引張強さ×全伸び
≧18,000)を兼ね備えることが望まれているが、
優れた耐衝突安全性と優れた成形性を両立するものは見
当たらないのが実情である。
解決すべく提案されたもので、優れた耐衝突安全性を有
する動的変形特性に優れたデュアルフェーズ型自動車用
高強度冷延鋼板とその製造方法を提供するものである。
また、本発明は、フロントサイドメンバ等の成形加工さ
れた自動車部品に使用する高強度鋼板であって、衝突時
の衝撃エネルギー吸収用として、適正な特性および基準
に基づいて選定され、安全確保に確実に寄与することが
できる動的変形特性に優れたデュアルフェーズ型自動車
用高強度冷延鋼板とその製造方法を提供するものであ
る。
適した優れた形状凍結性、優れた張出し性を兼ね備えた
動的変形特性に優れたデュアルフェーズ型自動車用高強
度冷延鋼板とその製造方法を提供するものである。本発
明は、上記目的を達成するためになされたもので、その
具体的手段は以下に示す通りである。
おいて、主相がフェライトで第2相が前記鋼板の相当歪
で5%成形加工後にマルテンサイトを体積分率で3〜5
0%を含むその他の低温生成相との複合組織であり、相
当歪にて0%超〜10%以下の予変形を加えた後、5×
10-4〜5×10-3(s-1)の歪速度範囲で変形した時
の準静的変形強度σsと、前記予変形を加えた後、5×
102 〜5×103 (s-1)の歪速度範囲で変形した時
の動的変形強度σdとの差(σd−σs)が60MPa
以上を満足し、かつ歪5〜10%の加工硬化指数が0.
13以上を満足することを特徴とする動的変形特性に優
れたデュアルフェーズ型高強度冷延鋼板、 2)最終的に得られる鋼板のミクロ組織において、主相
がフェライトで第2相が前記鋼板の相当歪で5%成形加
工後にマルテンサイトを体積分率で3〜50%を含むそ
の他の低温生成相との複合組織であり、相当歪にて0%
超〜10%以下の予変形を加えた後、5×102 〜5×
103 (s-1)の歪速度範囲で変形した時の3〜10%
の相当歪範囲における変形応力の平均値σdyn(MP
a)が予変形を与える前の5×10-4〜5×10-3(s
-1)の歪速度範囲で測定された静的な引張試験における
最大応力:TS(MPa)によって表現される式:σd
yn≧0.766×TS+250を満足し、かつ歪5〜
10%の加工硬化指数が0.13以上を満足することを
特徴とする動的変形特性に優れたデュアルフェーズ型高
強度冷延鋼板、 3)前記1)または2)において、降伏強度YS(0)
と、相当歪にて5%の予変形を加え、或いは更に焼き付
け硬化処理(BH処理)を行った後の引張試験における
最大強度TS’(5)との比:YS(0)/TS’
(5)≦0.7を満足し、更に前記降伏強度YS(0)
×加工硬化指数≧70を満足することを特徴とする動的
変形特性に優れたデュアルフェーズ型高強度冷延鋼板、 4)前記1)、2)または3)の何れかにおいて、前記
マルテンサイトの平均結晶粒径が5μm以下、および前
記フェライトの平均結晶粒径が10μm以下を満足する
ことを特徴とする動的変形特性に優れたデュアルフェー
ズ型高強度冷延鋼板、 5)前記1)、2)、3)または4)の何れかにおい
て、引張強度(MPa)×全伸び(%)≧18,000
を満足することを特徴とする動的変形特性に優れたデュ
アルフェーズ型高強度冷延鋼板、 6)前記1)、2)、3)、4)または5)の何れかに
おいて、調質圧延とテンションレベラーの一方または双
方による予変形時の、塑性変形量(T)が下記式: 2.5{YS(0)/TS'(5) - 0.5}+ 15 ≧T≧ 2.5{YS(0)/T
S'(5) - 0.5}+ 0.5 を満足することを特徴とする動的変形特性に優れたデュ
アルフェーズ型高強度冷延鋼板、である。
れたデュアルフェーズ型高強度冷延鋼板は、前記1)〜
6)において、素材成分として、重量%で、C:0.0
2〜0.25%、MnとCrの1種または2種以上を合
計で0.15〜3.5%、Si、Al、Pの1種または
2種以上を合計で0.02〜4.0%を含み、更に必要
に応じてNi、Cu、Moの1種または2種以上を合計
で3.5%以下、Nb、Ti、Vの1種または2種以上
を合計で0.30%以下含有し、残部Feを主成分とす
ることを特徴とする動的変形特性に優れたデュアルフェ
ーズ型高強度冷延鋼板である。
れたデュアルフェーズ型高強度冷延鋼板は、前記1)〜
7)における素材成分に、更にB≦0.01%、S≦
0.01%、N≦0.02%の1種または2種以上を必
要に応じて添加することを特徴とする動的変形特性に優
れたデュアルフェーズ型高強度冷延鋼板である。 9)また、本発明における動的変形特性に優れたデュア
ルフェーズ型高強度冷延鋼板の製造方法としては、連続
鋳造スラブを、鋳造ままで熱延工程へ直送し、もしくは
一旦冷却後に再度加熱した後、熱延し、熱延後巻取った
熱延鋼板を酸洗後冷延し、連続焼鈍工程で焼鈍して最終
的な製品とする際に、Ac1 〜Ac3 の温度に加熱し、
この温度範囲内で10秒以上保持する焼鈍を施した後、
冷却速度5℃/秒以上の条件で冷却することを特徴とす
る、前記1)〜8)の動的変形特性に優れたデュアルフ
ェーズ型高強度冷延鋼板の製造方法である。
において、冷延後の鋼板をAc1 〜Ac3 の温度(T
o)に加熱し、この温度範囲内で10秒以上保持する焼
鈍を施した後、冷却するに際し、1〜10℃/秒の一次
冷却速度で550〜Toの範囲の二次冷却開始温度(T
q)まで冷却し、引き続いて10〜200℃/秒の二次
冷却速度で、成分と焼鈍温度(To)で決まるTem以
下の二次冷却終了温度(Te)まで冷却することを特徴
とする動的変形特性に優れたデュアルフェーズ型高強度
冷延鋼板の製造方法である。
の衝撃吸収用部材は、鋼板に曲げ加工やプレス加工など
を施して製造される。自動車衝突時の衝撃は、これら成
形加工された部材に対して加えられるため、このような
成形加工に相当する予変形後の状態で高い衝撃吸収能を
有していることが必要である。しかし、現在までのとこ
ろ、成形による変形応力の上昇と歪速度上昇による変形
応力の上昇とを同時に考慮して、実部材としての衝撃吸
収特性に優れた高強度鋼板を得る試みはなされていない
ことは前述した通りである。
種々の実験と研究を重ねた結果、前述の成形加工された
実部材において優れた衝撃吸収特性を有する高強度鋼板
として、デュアルフェーズ(DP)組織を有する鋼板が
最適であることを知見した。このデュアルフェーズ組織
を有する鋼板は、変形速度上昇による変形抵抗増加を担
うフェライト相を主相とし、硬質なマルテンサイト相を
含む第2相との複合組織であり、動的変形特性に優れて
いることが判明した。すなわち、最終的に得られる鋼板
のミクロ組織は、フェライト相を主相とし、硬質のマル
テンサイト相を前記鋼板の相当歪で5%の成形加工後に
体積分率で3〜50%含むその他の低温生成相との複合
組織である場合に高い動的変形抵抗を示すことを見いだ
した。
積分率:3〜50%について述べると、前記マルテンサ
イト相が3%未満では高強度鋼板を得ることができず、
また動的変形強度の高い鋼板も得られないことからマル
テンサイト相は体積分率で3%以上が必要である。ま
た、このマルテンサイト相が50%を超えると変形速度
上昇による変形抵抗増加を担うべきフェライト相の体積
分率は低下し、静的変形強度に比して動的変形強度の優
れた鋼板を得ることができなくなり、しかも成形性が阻
害されるため、マルテンサイト相の体積分率は3〜50
%とする必要性も見いだした。
に実験・研究を進めた結果、フロントサイドメンバ等の
衝撃吸収用部材の成形加工に相当する予変形量は、部位
によっては最大20%以上に達する場合もあるが、相当
歪として0%〜10%の部位が大半であることも見いだ
し、この範囲の予変形の効果を把握することで、部材全
体としての予変形後の挙動を推定することが可能である
ことも見いだした。従って、本発明においては、部材へ
の加工時に与えられる予変形量として相当歪にして0%
〜10%の変形を選択した。
種について、衝突時における成形部材の吸収エネルギー
(Eab)と素材強度(S)の関係を示したものであ
る。素材強度Sは、通常の引張試験による引張強度(T
S)である。部材吸収エネルギー(Eab)は、図2に
示すような成形部材の長さ方向(矢印方向)に、質量4
00kgの重錘を速度15m/秒で衝突させ、その時の
圧潰量100mmまでの吸収エネルギーである。なお、
図2の成形部材は、厚さ2.0mmの鋼板をハット型部
1に、同じ厚さ、同じ鋼種の鋼板2をスポット溶接によ
り接合したものであり、ハット型部1のコーナー半径は
2mmで、3はスポット溶接部である。
は、通常の引張試験にで得られる素材強度の高いものほ
ど高くなる傾向が見られるが、バラツキの大きいことが
分かる。そこで、図1に示す各素材について、相当歪に
して0%超〜10%以下の予変形を加えた後、5×10
-4〜5×10-3(s-1)の歪速度範囲で変形した時の準
静的変形強度σsと、前記予変形を加えた後、5×10
2 〜5×103 (s-1)の歪速度範囲で変形した時の動
的変形強度σdを測定した。その結果、(σd−σs)
によって層別することができた。図1の各プロットの記
号で、 ○:0%超〜10%以下の何れの予変形量で(σd−σ
s)<60MPaとなるもの、 ●:前記範囲全ての予変形量で60MPa≦(σd−σ
s)であり、かつ予変形量が5%の時、60MPa≦
(σd−σs)<80MPaであるもの、 ■:前記範囲全ての予変形量で60MPa≦(σd−σ
s)であり、かつ予変形量が5%の時、80MPa≦
(σd−σs)<100MPaであるもの、 ▲:前記範囲全ての予変形量で60MPa≦(σd−σ
s)であり、かつ予変形量が5%の時、100MPa≦
(σd−σs)であるもの、 である。
の範囲の全ての予変形量において60MPa≦(σd−
σs)であるものは衝突時の部材吸収エネルギー(Ea
b)が、素材強度Sから予測される値以上であり、衝突
時の衝撃吸収用部材として優れた動的変形特性を有する
鋼板であった。前述の予測される値は、図1の曲線で示
す値であり、Eab=0.062S0.8 で示される。従
って、(σd−σs)は60MPa以上が必要である。
化指数を高めること、具体的には0.13以上、好まし
くは0.16以上が基本的に重要であり、降伏強さと加
工硬化指数を特定範囲に制御することにより、優れた耐
衝突安全性を達成できること、成形性の向上にはマルテ
ンサイトの体積分率と粒径を特定範囲に造り込むこと等
の効果がある。
動的エネルギー吸収量と、鋼板の加工硬化指数の関係を
同一降伏強さクラスのものについて示すものである。鋼
板の加工硬化指数の増大により部材の衝突安全性(動的
エネルギー吸収量)が向上しており、部材の耐衝突安全
性の指標として同一降伏強さクラスであれば鋼板の加工
硬化指数が妥当であることを示している。更に、降伏強
さが異なる場合には、図4に示すように、降伏強さ×加
工硬化指数を部材の耐衝突安全性の指標とすることがで
きる。ただし、部材が成形加工時に歪を受けることを考
慮して、加工硬化指数は歪5%〜10%のn値で表現し
たが、動的エネルギー吸収量向上の観点からは、歪5%
以下の加工硬化指数、歪10%以上の加工硬化指数も高
いことが好ましい。
ルギー吸収量は次のようにして求めた。すなわち、鋼板
を図5、図6に示す部品形状(コーナーR=5mm)に
成形し、先端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し、1
70℃×20分の焼付塗装処理を行った後、約150k
gの落錘を約10mの高さから落下させ、部材を長手方
向に圧壊し、その際の荷重変位線図の面積から変位=0
〜150mmの変位仕事を算出して動的エネルギー吸収
量とした。試験方法の模式図を図7に示す。図5におい
て、4は天板、5は試験片、6はスポット溶接部であ
る。図6において、7はハット型の試験片、8はスポッ
ト溶接部である。図7において、9は天板、10は試験
片、11は落錘(150kg)、12は架台、13はシ
ョック/アブゾーバーである。また、鋼板の加工硬化指
数、降伏強さは次のようにして求めた。鋼板をJIS−
5号試験片(標点距離50mm、平行部幅25mm)に
加工し、歪速度0.001(s -1)で引張試験し、降伏
強さと加工硬化指数(歪5%〜10%のn値)を求め
た。使用した鋼板は、板厚1.2mmで、鋼板組成は
C:0.02〜0.25重量%、Mn、Crの1種また
は2種以上の合計が0.15〜3.5重量%、Si、A
l、Pの1種または2種の合計量が0.02〜4.0重
量%を含み、残部Feを主成分とするものである。
ルギー吸収能の指標である、5×102 〜5×10
3 (s-1)の歪速度範囲で変形した時の3〜10%相当
歪範囲における変形応力の平均値σdynと静的な素材
強度(TS)、すなわち、この静的な素材強度(TS)
は、5×10-4〜5×10-3(s-1)の歪速度範囲で測
定された静的な引張試験における最大応力(TS:MP
a)をいう、との関係を示したものである。
は、前述したようにハット型の断面形状を有しており、
このような部材の高速での衝突圧潰時の変形を本発明者
らが解析した結果、最大では40%以上の高い歪まで変
形が進んでいるものの、吸収エネルギー全体の70%以
上が高速の応力−歪線図の10%以下の歪範囲で吸収さ
れていることを見いだした。従って、高速での衝突エネ
ルギーの吸収能の指標として10%以下での高速変形時
の動的変形抵抗を採用した。特に、歪量として3〜10
%の範囲が最も重要であることから、高速引張り変形、
5×102 〜5×103 (s-1)の歪速度範囲で変形し
た時の相当歪で3〜10%の範囲の平均応力:σdyn
を以て衝撃エネルギー吸収能の指標とした。
σdynは、予変形や焼き付け処理が行われる前の鋼板
の静的な引張強度{5×10-4〜5×10-3(s-1)の
歪速度範囲で測定された静的な引張試験における最大応
力(TS:MPa)}の上昇に伴って大きくなることが
一般的である。従って、鋼板の静的な引張強度(これは
静的な素材強度と同義的である。)を増加させることは
部材の衝撃エネルギー吸収能の向上に直接寄与する。し
かしながら、鋼板の強度が上昇すると部材への成形性が
劣化し、必要な部材形状を得ることが困難になる。従っ
て、同一の引張強度:TSで、高いσdynを持つ鋼板
が望ましい。この関係から、0%超、10%以下の予変
形を与えた後、5×102 〜5×103 (s-1)の歪速
度範囲で変形した時の3〜10%の相当歪範囲における
変形応力の平均値:σdyn(MPa)が、予変形を与
える前の5×10-4〜5×10-3(s-1)の歪速度範囲
で測定された静的な引張試験における最大応力(TS:
MPa)によって表現される式:σdyn≧0.766
×TS+250(MPa)を満足する鋼板は、実部材と
しての衝撃吸収エネルギー吸収能が他の鋼板に比べて高
く、部材の総重量を増加させることなく衝撃吸収エネル
ギー吸収能を向上させ、高い動的変形抵抗を有する高強
度鋼板を提供できることを見いだした。
期転位密度、マルテンサイト相以外の低温生成相、主相
であるフェライト相中の固溶元素量および炭化物、窒化
物、炭窒化物の析出状態に依存する量であるYS(0)
/TS’(5)が図9に示すように、0.7以下である
場合に、優れた動的変形特性を有する鋼板が得られるこ
とが判明した。ここで、YS(0)は降伏強度、TS’
(5)は相当歪にて5%の予変形を加え、或いは更に焼
付け硬化処理(BH処理)を行った後の静的な引張試験
における最大強度(TS’)である。更に、前記降伏強
度:YS(0)×加工硬化指数が70以上を満足する場
合に更に優れた動的変形特性を有する鋼板が得られるこ
とが判明した。
の累乗の形で表されることが知られており、静的変形強
度が高くなるにつれて、動的変形強度と静的変形強度の
差は小さくなる。しかし、材料の高強度化による軽量化
を考えた場合、動的変形強度と静的変形強度の差が小さ
くなると材料置換による衝撃吸収能の向上が大きくなる
ことは期待できず、軽量化の達成が困難になる。この点
に関しては、(σd−σs)値が、(σd−σs)≧
4.1×σs0.8 −σsを満足する範囲であることが好
ましい。
ついて詳細に説明する。マルテンサイトは、前述したよ
うに、その体積分率を3〜50%とし、好ましくは3〜
30%とする。マルテンサイトの平均結晶粒径は5μm
以下とすることが好ましく、フェライトの平均結晶粒径
は10μm以下とすることが好ましい。すなわち、マル
テンサイトは硬質であり、主に周囲のフェライトに可動
転位を発生させることにより降伏比の低減や加工硬化指
数の向上に寄与するが、上記規制を満たすことにより鋼
中に微細マルテンサイトを分散させることができ、その
特性向上作用が鋼板全体に及ぶようになる。更に、鋼中
に前述の微細マルテンサイトが分散することにより硬い
マルテンサイトの悪影響である穴拡げ比の劣化や引張強
さ×全伸びの劣化を回避することができる。また、加工
硬化指数≧0.130、かつ引張強さ×全伸び≧18,
000を確実に達成することができるため耐衝突安全性
および成形性を向上させることができる。
は、降伏比が高くなると共に、成形後の部材が衝突変形
を受けた際に優れた加工硬化能(加工硬化指数≧0.1
30)を発揮することができず、変形抵抗(荷重)が低
いレベルに留まり変形仕事量が小さくなるため動的エネ
ルギー吸収量が低く、耐衝撃安全性の向上が達成できな
い。一方、マルテンサイトの体積分率が50%超では、
降伏比が高くなると共に加工硬化指数が低下し、更に引
張強さ×全伸びや穴拡げ比の劣化が起こる。成形性の観
点からはマルテンサイトの体積分率を30%以下とする
ことが好ましい。
50%以上、より好ましくは70%以上含有させ、その
平均結晶粒径(平均円相当径)を好ましくは10μm以
下、より好ましくは5μm以下とし、マルテンサイトを
フェライトに隣接させることが好ましい。これにより、
マルテンサイトがフェライト地中に微細分散することを
助長すると共に、上記特性向上効果が局所的な影響に留
まらず鋼板全体に及ぶよう有効に作用し、マルテンサイ
トの悪影響を抑制するよう好ましく作用する。また、マ
ルテンサイトやフェライト以外の残部組織はパーライ
ト、ベイナイト、残留γ等の1種あるいは2種以上を組
み合わせた混合組織としてもよいが、穴拡げ特性が要求
される場合にはベイナイト主体とすることが好ましい
が、残留γは成形加工によりマルテンサイトへ加工誘起
変態するため、成形加工前に残留オーステナイトを含む
ことは好ましく少量(5%以下)でも効果を有すること
が実験の結果判明している。
マルテンサイトとフェライトの粒径の比を0.6以下、
硬さの比を1.5以上とすることが好ましい。次に、本
発明による動的変形特性に優れたデュアルフェーズ型高
強度冷延鋼板を得るための鋼板の化学成分の規制値とそ
の制限理由を説明する。本発明で使用される動的変形特
性に優れたデュアルフェーズ型高強度冷延鋼板は、素材
成分として、重量%で、C:0.02〜0.25%、M
nとCrの1種または2種以上を合計で0.15〜3.
5%、Si、Al、Pの1種または2種以上を合計で
0.02〜4.0%を含み更に必要に応じてNi、C
u、Moの1種または2種以上を合計で3.5%以下、
Nb、Ti、Vの1種または2種以上を合計で0.30
%以下を含有し、残部Feを主成分とする鋼板である。
また、更に必要に応じてB≦0.01%、S≦0.01
%、N≦0.02%の1種または2種以上を含む動的変
形特性に優れたデュアルフェーズ型高強度冷延鋼板であ
る。これらの化学成分とその含有量(重量%)について
詳述する。
素であり、その含有量が少なくなると目的とする量およ
び強度のマルテンサイト相を得るのが困難になる。添加
量が多くなると不必要な炭化物の析出を招き、歪速度上
昇による変形抵抗増加を阻害したり、強度が高くなり過
ぎたり、更に成形性および溶接性を劣化させることから
0.02〜0.25重量%とする。
を安定化してマルテンサイトを確保する作用があると共
に強化元素でもあるため、その下限添加量は0.15重
量%必要であり、一方、過度の添加は上記効果を飽和
し、逆にフェライト変態抑制等の悪影響を生じるため上
限添加量を3.5重量%とする。 Si、Al、P:Si、Alはマルテンサイトを生成さ
せるために有用な元素であり、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マルテンサイト
を確保する作用があると共に固溶強化作用と脱酸作用を
有する。また、PもAl、Siと同様にマルテンサイト
生成促進と固溶強化の能力を有する。この観点からSi
+Al+Pの下限添加量は0.02重量%以上とする必
要がある。一方、過度の添加は上記効果を飽和し、逆に
鋼を脆化させるため上限添加量は4.0重量%以下とす
る。特に、優れた表面性状が要求される場合には、Si
添加量を0.1重量%以下とすることによりSiスケー
ルを回避するが、逆に1.0重量%以上とすることによ
りSiスケールを全面に発生させて目立たなくすること
が望ましい。また、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には、Pの含有
量を0.05%以下、好ましくは0.02%以下とす
る。
応じて添加されるが、Mnと同様にオーステナイト安定
化元素でもあり、鋼の焼き入れ性を高め、マルテンサイ
トの生成を容易にし、強度調整のために有効な元素でも
ある。溶接性や化成処理の観点からは、C、Si、A
l、Mn量に制限がある場合に使用することができる
が、これらの元素の添加量が合計で3.5重量%を超え
ると母相であるフェライト相の硬質化を招き、歪速度上
昇による変形抵抗増加を阻害し、母相が硬化する他、鋼
板コストの上昇を招くためこれら元素の添加量は3.5
0重量%以下とする。
じて添加されるが、炭化物、窒化物、炭窒化物を形成
し、鋼板の高強度化に有効な元素である。しかし、0.
3重量%を超えて添加すると母相であるフェライト相中
または粒界に多量の炭化物、窒化物もしくは炭窒化物と
して析出し、高速変形時に可動転位の放出源となり、歪
速度上昇による変形抵抗増加を阻害する。また、母相の
変形抵抗が必要以上に増加し、更に不必要にCを浪費
し、コストの上昇を招くことから上限添加量を0.3重
量%とする。
で鋼の焼入れ性を向上させることから高強度化に有効な
元素であるが、その添加量が0.01重量%超では効果
が飽和することから、B添加量の上限を0.01重量%
とする。 S:Sは硫化物系介在物による成形性(特に穴拡げ
性)、スポット溶接性の劣化の観点から0.01重量%
以下、好ましくは0.003重量%以下とする。次に、
本発明における予変形の付与方法について説明する。予
変形は、部材成形のための成形加工であってもよく、ま
た成形加工以前の鋼板素材に与えられる調質圧延やテン
ションレベラーによる加工であってもよい。この場合、
調質圧延、テンションレベラーの一方または双方とする
こともできる。すなわち、調質圧延、テンションレベラ
ー、調質圧延およびテンションレベラーのいずれの手段
でもよい。更に、調質圧延やテンションレベラーにより
加工された鋼板素材に成形加工を加えてもよい。前記調
質圧延および/またはテンションレベラーで付与される
予変形量、すなわち塑性変形量(T)は、初期転位密度
により異なるが初期転位密度が大であれば前記Tの量が
小さくてよい。また、固溶元素が少ない場合には導入さ
れた転位を固着できず、高い動的変形特性を確保できな
い。従って、前記塑性変形量(T)は、降伏強度:YS
(0)と、相当歪にて5%の予変形を加え、或いは更に
焼き付け硬化処理(BH処理)を行った後の静的な引張
試験における最大強度TS’(5)との比、YS(0)
/TS’(5)に応じて規定されることも分かった。す
なわち、YS(0)/TS’(5)は、初期転位密度と
5%の変形により導入された転位密度の和、および固溶
元素量を示す指標となり、YS(0)/TS’(5)が
小さいほど初期転位密度が高く、固溶元素が多いといえ
る。従って、YS(0)/TS’(5)を0.7以下と
し、下記式: 2.5{YS(0)/TS'(5) - 0.5}+ 15 ≧T≧2.5 {YS(0)/T
S'(5) - 0.5}+ 0.5 に従って付与されることが好ましく、前記Tの上限は衝
撃吸収能、曲げ性などの成形性の観点から決定されたも
のである。
デュアルフェーズ型高強度冷延鋼板の製造方法について
説明する。本発明による冷延鋼板は、熱延、巻き取り後
の各工程を経た鋼板を、冷間圧延し、焼鈍に付される。
この焼鈍は、図10に示すような焼鈍サイクルを有する
連続焼鈍が最適であり、この連続焼鈍工程で焼鈍して最
終的な製品とする際に、Ac1 〜Ac3 の温度範囲にお
いて、10秒以上保持することが必要である。Ac 1 未
満ではオーステナイトが生成しないため、その後、マル
テンサイトを得る事ができず、Ac3 超では粗大なオー
ステナイトの単相組織となるため、その後、所望のマル
テンサイトの占積率とその平均粒径を得る事ができな
い。また、10秒未満ではオーステナイトの生成量が不
足するため、その後、所望のマルテンサイトを得る事が
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。上記焼鈍後の冷却については、平均冷却速度を5
℃/秒以上とすることが必要である。5℃/秒未満では
所望のマルテンサイト占積率が得られない。その上限は
特に設けるものではないが、冷却時の温度制御性から、
300℃/秒が好ましい。
続焼鈍サイクルで、冷延後の鋼板をAc1 〜Ac3 の温
度Toに加熱し、冷却するに際し、冷却条件としては、
1〜10℃/秒の一次冷却速度で550〜Toの範囲の
二次冷却開始温度Tqまで冷却し、引き続いて10〜2
00℃/秒の二次冷却速度で、鋼材成分と焼鈍温度To
で決まる温度:Tem以下の二次冷却終了温度Teまで
冷却する方法である。これは、図10に示す連続焼鈍サ
イクルにおける急冷終点温度Teを成分と焼鈍温度To
との関数として表し、ある限界値以下とする方法であ
る。Teまで冷却した後、Te−50℃以上400℃以
下の温度範囲で20分以下の時間保持し、室温まで冷却
することが好ましい。
残留しているオーステナイトのマルテンサイト変態開始
温度である。すなわち、Temは、オーステナイト中の
C濃度の影響を除外した値(T1)とC濃度の影響を示
す値(T2)の差:Tem=T1−T2である。ここ
で、T1とは、C以外の固溶元素濃度によって計算され
る温度であり、また、T2は鋼板の成分で決まるAc1
とAc3 および焼鈍温度Toによって決まるTqでの残
留オーステナイト中のC濃度から計算される温度であ
る。また、Ceq* は、前記焼鈍温度Toで残留してい
るオーステナイト中の炭素当量である。従って、T1
は、T1=561−33×{Mn%+(Ni+Cr+C
u+Mo)/2}、また、T2は、Ac1 =723−
0.7×Mn%−16.9×Ni%+29.1×Si%
+16.9×Cr%、および、Ac3 =910−203
×(C%)1/2 −15.2×Ni%+44.7×Si%
+104×V%+31.5×Mo%−30×Mn%−1
1×Cr%−20×Cu%+70×P%+40×A1%
+400×Ti%、と焼鈍温度Toにより表現され、C
eq* =(Ac3 −Ac1 )×C/(To−Ac1 )+
(Mn+Si/4+Ni/7+Cr+Cu+1.5M
o)/6が、0.6超の場合には、T2=474×(A
c3 −Ac1 )×C/(To−Ac 1 )、0.6以下の
場合には、T2=474×(Ac3 −Ac1 )×C/
{3×(Ac3 −Ac1 )×C+〔(Mn+Si/4+
Ni/7+Cr+Cu+1.5Mo)/2−0.8
5)〕×(To−Ac1 )、により表現される。
望のマルテンサイトが得られない。また、Toaが40
0℃以上では冷却によって得られたマルテンサイトが分
解し、良好な動的特性と成形性が得られなくなる。一
方、ToaがTe−50℃未満の場合には、付加的な冷
却設備が必要であったり、連続焼鈍炉の炉温と鋼板の温
度差に起因した材質のバラツキが大きくなることから、
この温度を下限とした。また、保持時間が20分を超え
る場合には設備が長大となることから、その上限を20
分とした。
用することにより、鋼板のミクロ組織が、主相をフェラ
イトとし、相当歪で5%の成形加工後に体積分率で3〜
50%のマルテンサイトを含むその他の低温生成相との
複合組織であり、かつ相当歪みで0%超10%以下の予
変形を与えた後、5×10-4〜5×10-3(1/s)の
歪み速度範囲で変形した時の準静的変形強度(σs)
と、前記予変形を与えた後の5×102 〜5×10
3 (1/s)の歪み速度範囲で測定された動的変形強度
(σd)との差(σd−σs)が60MPa 以上を満足
し、かつ歪み5〜10%の加工硬化指数が0.13以上
を満足する高い動的変形特性に優れたデュアルフェーズ
型高強度冷延鋼板を得ることが可能になる。なお、本発
明による鋼板は、焼鈍、調質圧延、電気めっき等を施し
て目的とする製品とすることも可能である。
材を1050〜1250℃に加熱し、熱延後、冷却、巻
取りを行い、更に酸洗後、表2に示した条件で冷延して
冷延鋼板を製造した。その後、各鋼の成分からAc1 、
Ac3 の各温度を求め、表2に示すような焼鈍条件で加
熱、冷却、保持を行い、その後室温まで冷却した。本発
明による成分条件と製造条件を満足する鋼板は、表3に
示すようにマルテンサイト体積分率で3%以上50%以
下含有するデュアルフェーズ組織を有していると共に、
これら冷延鋼板の機械的性質は、表4に示すように、歪
5〜10%の加工硬化指数が0.13以上、σd−σs
が60MPa以上、σdyn≧0.766×TS+25
0という優れた耐衝撃安全性を示すと共に、成形性およ
び溶接性をも兼ね備えていることが明らかである。
ライト、ベイナイト、マルテンサイト及び残部組織の同
定、存在位置の観察、及び平均結晶粒径(平均円相当
径)と占積率の測定はナイタール試薬及び特開昭59−21
9473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。
験は JIS5号(標点距離50mm、平行部幅25mm)を用い歪
速度0.001/sで実施し、引張強さ(TS)、降伏強
さ(YS)、全伸び(T. El)、加工硬化指数(歪1%〜5
%のn値)を求め、YS×加工硬化指数、TS×T. El を計
算した。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せた時
にいわゆる剥離破断を生じたら不適とした。
れた耐衝突安全性および成形性を兼ね備えた自動車用高
強度熱延鋼板および冷延鋼板を低コストで、しかも安定
的に提供することが可能になり、高強度鋼板の使用用途
および使用条件が格段に拡大されるものである。
ギー(Eab)と素材強度(S)との関係を示す図。
部材を示す斜視図。
の関係を示す図。
ー吸収量との関係を示す図。
れる(ハットモデル)の概観図。
図。
の指標である、5×102 〜5×103 (1/S)の歪
速度で変形した時の3〜10%の相当歪範囲における変
形応力の平均値σdyn−TSとTSとの関係を示す
図。
の変化を示すグラフ。
模式図。
Claims (12)
- 【請求項1】 最終的に得られる鋼板のミクロ組織にお
いて、主相がフェライトで第2相が前記鋼板の相当歪で
5%成形加工後にマルテンサイトを体積分率で3〜50
%を含むその他の低温生成相との複合組織であり、相当
歪にて0%超〜10%以下の予変形を加えた後、5×1
0-4〜5×10-3(s-1)の歪速度範囲で変形した時の
準静的変形強度σsと、前記予変形を加えた後、5×1
02 〜5×103 (s-1)の歪速度範囲で変形した時の
動的変形強度σdとの差(σd−σs)が60MPa以
上を満足し、かつ歪5〜10%の加工硬化指数が0.1
3以上を満足することを特徴とする動的変形特性に優れ
たデュアルフェーズ型高強度冷延鋼板。 - 【請求項2】 最終的に得られる鋼板のミクロ組織にお
いて、主相がフェライトで第2相が前記鋼板の相当歪で
5%成形加工後にマルテンサイトを体積分率で3〜50
%を含むその他の低温生成相との複合組織であり、相当
歪にて0%超〜10%以下の予変形を加えた後、5×1
02 〜5×103 (s-1)の歪速度範囲で変形した時の
3〜10%の相当歪範囲における変形応力の平均値σd
yn(MPa)が予変形を与える前の5×10-4〜5×
10-3(s-1)の歪速度範囲で測定された静的な引張試
験における最大応力:TS(MPa)によって表現され
る式:σdyn≧0.766×TS+250を満足し、
かつ歪5〜10%の加工硬化指数が0.13以上を満足
することを特徴とする動的変形特性に優れたデュアルフ
ェーズ型高強度冷延鋼板。 - 【請求項3】 降伏強度YS(0)と、相当歪にて5%
の予変形を加え、或いは更に焼き付け硬化処理(BH処
理)を行った後の静的な引張試験における最大強度T
S’(5)との比:YS(0)/TS’(5)≦0.7
を満足し、更に前記降伏強度YS(0)×加工硬化指数
≧70を満足することを特徴とする請求項1または2記
載の動的変形特性に優れたデュアルフェーズ型高強度冷
延鋼板。 - 【請求項4】 前記マルテンサイトの平均結晶粒径が5
μm以下、および前記フェライトの平均結晶粒径が10
μm以下を満足することを特徴とする請求項1〜3のい
ずれか1項に記載の動的変形特性に優れたデュアルフェ
ーズ型高強度冷延鋼板。 - 【請求項5】 引張強度(MPa)×全伸び(%)≧1
8,000を満足することを特徴とする請求項1〜4の
いずれか1項に記載の動的変形特性に優れたデュアルフ
ェーズ型高強度冷延鋼板。 - 【請求項6】 調質圧延とテンションレベラーの一方ま
たは双方による予変形を、塑性変形量(T)を下記式: 2.5{YS(0)/TS'(5) - 0.5}+ 15 ≧T≧ 2.5{YS(0)/T
S'(5) - 0.5}+ 0.5 を満足することを特徴とする請求項1〜5のいずれか1
項に記載の動的変形特性に優れたデュアルフェーズ型高
強度冷延鋼板。 - 【請求項7】 前記動的変形特性に優れたデュアルフェ
ーズ型高強度冷延鋼板が、素材成分として、重量%で、
C:0.02〜0.25%、MnとCrの1種または2
種以上を合計で0.15〜3.5%、Si、Al、Pの
1種または2種以上を合計で0.02〜4.0%、を含
有し、残部Feを主成分とすることを特徴とする請求項
1〜6のいずれか1項に記載の動的変形特性に優れたデ
ュアルフェーズ型高強度冷延鋼板。 - 【請求項8】 更にNi、Cu、Moの1種または2種
以上を合計で3.5%以下含有することを特徴とする請
求項1〜7のいずれか1項に記載の動的変形特性に優れ
たデュアルフェーズ型高強度冷延鋼板。 - 【請求項9】 更にNb、Ti、Vの1種または2種以
上を合計で0.30%以下含有することを特徴とする請
求項1〜8のいずれか1項に記載の動的変形特性に優れ
たデュアルフェーズ型高強度冷延鋼板。 - 【請求項10】 前記動的変形特性に優れたデュアルフ
ェーズ型高強度冷延鋼板が、前記素材成分に、更にB≦
0.01%、S≦0.01%、N≦0.02%の1種ま
たは2種以上を含有することを特徴とする請求項1〜9
のいずれか1項に記載の動的変形特性に優れたデュアル
フェーズ型高強度冷延鋼板。 - 【請求項11】 前記動的変形特性に優れたデュアルフ
ェーズ型高強度冷延鋼板を製造するに際し、連続鋳造ス
ラブを、鋳造ままで熱延工程へ直送し、もしくは一旦冷
却後に再度加熱した後、熱延し、熱延後巻取った熱延鋼
板を酸洗後冷延し、連続焼鈍工程で焼鈍して最終的な製
品とする際に、Ac1 〜Ac3 の温度に加熱し、この温
度範囲内で10秒以上保持する焼鈍を施した後、冷却速
度を5℃/秒以上の条件で冷却することを特徴とする請
求項1〜10のいずれか1項に記載の動的変形特性に優
れたデュアルフェーズ型高強度冷延鋼板の製造方法。 - 【請求項12】 前記連続焼鈍工程において、冷延後の
鋼板をAc1 〜Ac 3 の温度に加熱し、この温度範囲内
で10秒以上保持する焼鈍を施した後、冷却するに際
し、1〜10℃/秒の一次冷却速度で550〜720℃
の範囲の二次冷却開始温度(Tq)まで冷却し、引き続
いて10〜200℃/秒の二次冷却速度で、成分と焼鈍
温度(To)で決まるTem以下の二次冷却終了温度
(Te)まで冷却することを特徴とする請求項11に記
載の動的変形特性に優れたデュアルフェーズ型高強度冷
延鋼板の製造方法。
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