JP2001294978A - 高い動的変形抵抗と良好な成形性を有する高強度熱延鋼板とその製造方法 - Google Patents
高い動的変形抵抗と良好な成形性を有する高強度熱延鋼板とその製造方法Info
- Publication number
- JP2001294978A JP2001294978A JP2000103818A JP2000103818A JP2001294978A JP 2001294978 A JP2001294978 A JP 2001294978A JP 2000103818 A JP2000103818 A JP 2000103818A JP 2000103818 A JP2000103818 A JP 2000103818A JP 2001294978 A JP2001294978 A JP 2001294978A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- steel sheet
- less
- rolled steel
- volume fraction
- retained austenite
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
Classifications
-
- Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
- Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
- Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
- Y02P10/00—Technologies related to metal processing
- Y02P10/20—Recycling
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【課題】 本発明は、鋼板の成分とミクロ組織を限定す
る事によって、高い動的な衝撃エネルギー吸収能を有す
る良加工性高強度熱延鋼板とその製造方法を提供する。 【解決手段】 ０．０１〜３質量％のＣｏを含む成分を
限定した鋼のミクロ組織をフェライトもしくはベイナイ
トを体積分率最大の相とし、体積分率で３％以上の残留
オーステナイトを含む第２相との複合組織とし、残留オ
ーステナイト中の固溶Ｃ量［Ｃ］と鋼材の平均Ｍｎ等量
Ｍｎｅｑによって決まる値Ｍ＝（６７８−４２８×
［Ｃ］−３３×Ｍｎｅｑ）が−１４０以上１８０以下で
あり、３〜１０％の静的平均応力σｓｔと静的な最大応
力ＴＳ及び３〜１０％の動的平均応力σｄｙｎとが、式
（σｄｙｎ−σｓｔ）×ＴＳ／１０００≧４０を満足す
る事を特徴とする高い動的変形抵抗と良好な成形性を有
する高強度熱延鋼板とその製造方法。
る事によって、高い動的な衝撃エネルギー吸収能を有す
る良加工性高強度熱延鋼板とその製造方法を提供する。 【解決手段】 ０．０１〜３質量％のＣｏを含む成分を
限定した鋼のミクロ組織をフェライトもしくはベイナイ
トを体積分率最大の相とし、体積分率で３％以上の残留
オーステナイトを含む第２相との複合組織とし、残留オ
ーステナイト中の固溶Ｃ量［Ｃ］と鋼材の平均Ｍｎ等量
Ｍｎｅｑによって決まる値Ｍ＝（６７８−４２８×
［Ｃ］−３３×Ｍｎｅｑ）が−１４０以上１８０以下で
あり、３〜１０％の静的平均応力σｓｔと静的な最大応
力ＴＳ及び３〜１０％の動的平均応力σｄｙｎとが、式
（σｄｙｎ−σｓｔ）×ＴＳ／１０００≧４０を満足す
る事を特徴とする高い動的変形抵抗と良好な成形性を有
する高強度熱延鋼板とその製造方法。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、自動車部材等に使
用され、衝突時の衝撃エネルギーを効率よく吸収するこ
とによって乗員の安全性確保に寄与することの出来る高
い動的変形抵抗を示す高強度熱延鋼板とその製造方法に
関するものである。
用され、衝突時の衝撃エネルギーを効率よく吸収するこ
とによって乗員の安全性確保に寄与することの出来る高
い動的変形抵抗を示す高強度熱延鋼板とその製造方法に
関するものである。
【０００２】
【従来の技術】近年、自動車衝突時の乗員保護が自動車
の最重要性能として認識され、それに対応するための高
い高速変形抵抗を示す材料への期待が高まっている。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
バーと呼ばれる部材にこの様な材料を適用すれば、該部
材が圧潰することで衝撃のエネルギーが吸収され、乗員
にかかる衝撃を和らげることが出来る。自動車の衝突時
に各部位が受ける変形の歪み速度は１０3 （１／ｓ）程
度まで達するため、材料の衝撃吸収性能を考える場合に
は、この様な高歪み速度領域での動的変形特性の解明が
必要である。また同時に、省エネルギー、ＣＯ2 排出削
減を目指して自動車車体の軽量化を同時に達成すること
が必須と考えられ、このために有効な高強度鋼板へのニ
ーズが高まっている。
の最重要性能として認識され、それに対応するための高
い高速変形抵抗を示す材料への期待が高まっている。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
バーと呼ばれる部材にこの様な材料を適用すれば、該部
材が圧潰することで衝撃のエネルギーが吸収され、乗員
にかかる衝撃を和らげることが出来る。自動車の衝突時
に各部位が受ける変形の歪み速度は１０3 （１／ｓ）程
度まで達するため、材料の衝撃吸収性能を考える場合に
は、この様な高歪み速度領域での動的変形特性の解明が
必要である。また同時に、省エネルギー、ＣＯ2 排出削
減を目指して自動車車体の軽量化を同時に達成すること
が必須と考えられ、このために有効な高強度鋼板へのニ
ーズが高まっている。
【０００３】例えば本発明者らは、ＣＡＭＰ−ＩＳＩＪ
Ｖｏｌ．９（１９９６）Ｐ．１１１２〜１１１５に、
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 （１／ｓ）程度の高歪
み速度領域での動的強度は、１０-3（１／ｓ）の低歪み
速度での静的強度と比較して大きく上昇すること、材料
の強化機構によって変形抵抗の歪み速度依存性が変化す
ること、この中で、ＴＲＩＰ（変態誘起塑性）型鋼やＤ
Ｐ（フェライトマルテンサイト２相）型鋼が他の高強度
鋼板に比べて優れた成形性と衝撃吸収能を兼ね備えてい
ることを報告している。また、残留オーステナイトを含
む耐衝撃特性に優れた高強度鋼板とその製造方法を提供
するものとして特開平７−１８３７２号公報に開示があ
るが、衝撃吸収能を変形速度の上昇に伴う降伏応力の上
昇のみで表現していることから、衝撃吸収能を向上させ
るために、残留オーステナイトの量以外に残留オーステ
ナイトの性質をどの様に制御すべきかは明確にされてい
ない。
Ｖｏｌ．９（１９９６）Ｐ．１１１２〜１１１５に、
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 （１／ｓ）程度の高歪
み速度領域での動的強度は、１０-3（１／ｓ）の低歪み
速度での静的強度と比較して大きく上昇すること、材料
の強化機構によって変形抵抗の歪み速度依存性が変化す
ること、この中で、ＴＲＩＰ（変態誘起塑性）型鋼やＤ
Ｐ（フェライトマルテンサイト２相）型鋼が他の高強度
鋼板に比べて優れた成形性と衝撃吸収能を兼ね備えてい
ることを報告している。また、残留オーステナイトを含
む耐衝撃特性に優れた高強度鋼板とその製造方法を提供
するものとして特開平７−１８３７２号公報に開示があ
るが、衝撃吸収能を変形速度の上昇に伴う降伏応力の上
昇のみで表現していることから、衝撃吸収能を向上させ
るために、残留オーステナイトの量以外に残留オーステ
ナイトの性質をどの様に制御すべきかは明確にされてい
ない。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】以上のように、自動車
衝突時の衝撃エネルギーの吸収に及ぼす部材構成材料の
動的変形特性は少しづつ解明されつつあるものの、衝撃
エネルギー吸収能に優れた自動車部品用鋼材としてどの
様な特性に注目し、どの様な基準に従って材料選定を行
うべきかは未だ十分には明らかにされていない。また、
自動車用部品は、鋼材をプレス成形によって要求された
部品形状に成形され、その後一般的には塗装焼き付けさ
れた後に自動車に組み込まれ、実際の衝突現象に直面す
る。従って、プレス加工性と衝突時の衝撃吸収エネルギ
ー能の両立が重要であると考えられる。本発明は、フロ
ントサイドメンバー等の衝突時の衝撃エネルギー吸収を
担う部品に成形加工されて使用される鋼材で、高い衝撃
エネルギー吸収能を示す良加工性の高強度熱延鋼板とそ
の製造方法を提供することを目的としている。
衝突時の衝撃エネルギーの吸収に及ぼす部材構成材料の
動的変形特性は少しづつ解明されつつあるものの、衝撃
エネルギー吸収能に優れた自動車部品用鋼材としてどの
様な特性に注目し、どの様な基準に従って材料選定を行
うべきかは未だ十分には明らかにされていない。また、
自動車用部品は、鋼材をプレス成形によって要求された
部品形状に成形され、その後一般的には塗装焼き付けさ
れた後に自動車に組み込まれ、実際の衝突現象に直面す
る。従って、プレス加工性と衝突時の衝撃吸収エネルギ
ー能の両立が重要であると考えられる。本発明は、フロ
ントサイドメンバー等の衝突時の衝撃エネルギー吸収を
担う部品に成形加工されて使用される鋼材で、高い衝撃
エネルギー吸収能を示す良加工性の高強度熱延鋼板とそ
の製造方法を提供することを目的としている。
【０００５】
【課題を解決するための手段】上記目的を達成するため
に、本発明は、 （１）質量％で、Ｃを０．０４％以上０．３％以下、Ｍ
ｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｍｏの中の１種または２種以上
を合計で０．５％以上３．５％以下、ＳｉとＡｌの一方
または双方を合計で０．５％以上３％以下、Ｃｏを０．
０１％以上３％以下含み、残部がＦｅ及び不可避的不純
物からなり、最終的に得られるミクロ組織がフェライト
もしくはベイナイトを体積分率最大の相とし、体積分率
で３％以上の残留オーステナイトを含む第２相との複合
組織である高い動的変形抵抗と良好な成形性を有する高
強度熱延鋼板。
に、本発明は、 （１）質量％で、Ｃを０．０４％以上０．３％以下、Ｍ
ｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｍｏの中の１種または２種以上
を合計で０．５％以上３．５％以下、ＳｉとＡｌの一方
または双方を合計で０．５％以上３％以下、Ｃｏを０．
０１％以上３％以下含み、残部がＦｅ及び不可避的不純
物からなり、最終的に得られるミクロ組織がフェライト
もしくはベイナイトを体積分率最大の相とし、体積分率
で３％以上の残留オーステナイトを含む第２相との複合
組織である高い動的変形抵抗と良好な成形性を有する高
強度熱延鋼板。
【０００６】（２）残留オーステナイト中の固溶Ｃ質量
％［Ｃ］と鋼材の平均Ｍｎ等量質量％（Ｍｎｅｑ＝Ｍｎ
＋（Ｎｉ＋Ｃｒ＋Ｃｕ＋Ｍｏ）／２）によって決まる値
（Ｍ＝６７８−４２８×［Ｃ］−３３×Ｍｎｅｑ）が−
１４０以上１８０以下である前記（１）記載の高い動的
変形抵抗と良好な成形性を有する高強度熱延鋼板。 （３）５×１０-4〜５×１０-3（１／ｓ）の歪み速度範
囲で変形した時の３〜１０％の相当歪み範囲における変
形応力の平均値σｓｔと最大応力ＴＳ及び、５×１０2
〜５×１０3 （１／ｓ）の歪み速度範囲で変形した時の
３〜１０％の相当歪み範囲における変形応力の平均値σ
ｄｙｎとが、式 （σｄｙｎ−σｓｔ）×ＴＳ／１００
０≧４０ を満足する事を特徴とした前記（１）又は
（２）記載の高い動的変形抵抗と良好な成形性を有する
高強度熱延鋼板。
％［Ｃ］と鋼材の平均Ｍｎ等量質量％（Ｍｎｅｑ＝Ｍｎ
＋（Ｎｉ＋Ｃｒ＋Ｃｕ＋Ｍｏ）／２）によって決まる値
（Ｍ＝６７８−４２８×［Ｃ］−３３×Ｍｎｅｑ）が−
１４０以上１８０以下である前記（１）記載の高い動的
変形抵抗と良好な成形性を有する高強度熱延鋼板。 （３）５×１０-4〜５×１０-3（１／ｓ）の歪み速度範
囲で変形した時の３〜１０％の相当歪み範囲における変
形応力の平均値σｓｔと最大応力ＴＳ及び、５×１０2
〜５×１０3 （１／ｓ）の歪み速度範囲で変形した時の
３〜１０％の相当歪み範囲における変形応力の平均値σ
ｄｙｎとが、式 （σｄｙｎ−σｓｔ）×ＴＳ／１００
０≧４０ を満足する事を特徴とした前記（１）又は
（２）記載の高い動的変形抵抗と良好な成形性を有する
高強度熱延鋼板。
【０００７】（４）Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの１種又は２種以上
を合計で０．３質量％以下含む事を特徴とした前記
（１）〜（３）に記載の高い動的変形抵抗と良好な成形
性を有する高強度熱延鋼板。 （５）Ｐを０．２質量％以下含むことを特徴とした前記
（１）〜（４）に記載の高い動的変形抵抗と良好な成形
性を有する高強度熱延鋼板。 （６）Ｂを０．０１質量％以下含むことを特徴とした前
記（１）〜（５）に記載の高い動的変形抵抗と良好な成
形性を有する高強度熱延鋼板。
を合計で０．３質量％以下含む事を特徴とした前記
（１）〜（３）に記載の高い動的変形抵抗と良好な成形
性を有する高強度熱延鋼板。 （５）Ｐを０．２質量％以下含むことを特徴とした前記
（１）〜（４）に記載の高い動的変形抵抗と良好な成形
性を有する高強度熱延鋼板。 （６）Ｂを０．０１質量％以下含むことを特徴とした前
記（１）〜（５）に記載の高い動的変形抵抗と良好な成
形性を有する高強度熱延鋼板。
【０００８】（７）質量％でＣａ：０．０００５〜０．
００５％、Ｒｅｍ：０．００１〜０．０２％の１種もし
くは２種を含むことを特徴とする前記（１）〜（６）に
記載の高い動的変形抵抗と良好な成形性を有する高強度
熱延鋼板。 （８）０％超１０％以下の予変形を与えた後の鋼材の残
留オーステナイト体積分率が２．５％超であり、かつ、
予変形前の残留オーステナイト体積分率と予変形後の残
留オーステナイト体積分率の比が０．４以上であること
を特徴とした前記（１）〜（６）に記載の高い動的変形
抵抗と良好な成形性を有する高強度熱延鋼板。 （９）最終的に得られたミクロ組織中の残留オーステナ
イトの平均粒径と、体積分率最大の相であるフェライト
もしくはベイナイトの平均粒径の比が０．６以下である
ことを特徴とする前記（１）〜（７）に記載の高い動的
変形抵抗と良好な成形性を有する高強度延鋼板。
００５％、Ｒｅｍ：０．００１〜０．０２％の１種もし
くは２種を含むことを特徴とする前記（１）〜（６）に
記載の高い動的変形抵抗と良好な成形性を有する高強度
熱延鋼板。 （８）０％超１０％以下の予変形を与えた後の鋼材の残
留オーステナイト体積分率が２．５％超であり、かつ、
予変形前の残留オーステナイト体積分率と予変形後の残
留オーステナイト体積分率の比が０．４以上であること
を特徴とした前記（１）〜（６）に記載の高い動的変形
抵抗と良好な成形性を有する高強度熱延鋼板。 （９）最終的に得られたミクロ組織中の残留オーステナ
イトの平均粒径と、体積分率最大の相であるフェライト
もしくはベイナイトの平均粒径の比が０．６以下である
ことを特徴とする前記（１）〜（７）に記載の高い動的
変形抵抗と良好な成形性を有する高強度延鋼板。
【０００９】（１０）前記（１）及び（４）〜（７）に
記載の成分を有する鋳造スラブを、鋳造ままもしくは一
旦冷却した後に１０００℃〜１３００℃の範囲に再度加
熱し、熱延を鋼材の成分で決まるＡｒ3 変態温度−１０
℃以上Ａｒ3 変態温度＋１２０℃未満の熱延完了温度Ｆ
Ｔで完了し、その後５℃／秒以上１００℃／秒以下の冷
却速度で冷却し巻き取る際に、ＦＴがＡｒ3 変態温度＋
５０℃以上の場合には３００℃以上５００℃未満の温度
で巻き取り、ＦＴがＡｒ3 変態温度＋５０℃未満の場合
には３５０℃以上５００℃未満の温度で巻き取ること
で、最終的に得られるミクロ組織がフェライトもしくは
ベイナイトを体積分率最大の相とし、体積分率で３％以
上の残留オーステナイトを含む第２相との複合組織であ
り、残留オーステナイト中の固溶Ｃ質量％［Ｃ］と鋼材
の平均Ｍｎ等量質量％（Ｍｎｅｑ＝Ｍｎ＋（Ｎｉ＋Ｃｒ
＋Ｃｕ＋Ｍｏ）／２）によって決まる値（Ｍ＝６７８−
４２８×［Ｃ］−３３×Ｍｎｅｑ）が−１４０以上１８
０以下で、５×１０-4〜５×１０-3（１／ｓ）の歪み速
度範囲で変形した時の３〜１０％の相当歪み範囲におけ
る変形応力の平均値σｓｔと最大応力ＴＳ及び、５×１
０2 〜５×１０3 （１／ｓ）の歪み速度範囲で変形した
時の３〜１０％の相当歪み範囲における変形応力の平均
値σｄｙｎとが、式 （σｄｙｎ−σｓｔ）×ＴＳ／１
０００≧４０ を満足する事を特徴とした、高い動的変
形抵抗と良好な成形性を有する高強度熱延鋼板の製造方
法。
記載の成分を有する鋳造スラブを、鋳造ままもしくは一
旦冷却した後に１０００℃〜１３００℃の範囲に再度加
熱し、熱延を鋼材の成分で決まるＡｒ3 変態温度−１０
℃以上Ａｒ3 変態温度＋１２０℃未満の熱延完了温度Ｆ
Ｔで完了し、その後５℃／秒以上１００℃／秒以下の冷
却速度で冷却し巻き取る際に、ＦＴがＡｒ3 変態温度＋
５０℃以上の場合には３００℃以上５００℃未満の温度
で巻き取り、ＦＴがＡｒ3 変態温度＋５０℃未満の場合
には３５０℃以上５００℃未満の温度で巻き取ること
で、最終的に得られるミクロ組織がフェライトもしくは
ベイナイトを体積分率最大の相とし、体積分率で３％以
上の残留オーステナイトを含む第２相との複合組織であ
り、残留オーステナイト中の固溶Ｃ質量％［Ｃ］と鋼材
の平均Ｍｎ等量質量％（Ｍｎｅｑ＝Ｍｎ＋（Ｎｉ＋Ｃｒ
＋Ｃｕ＋Ｍｏ）／２）によって決まる値（Ｍ＝６７８−
４２８×［Ｃ］−３３×Ｍｎｅｑ）が−１４０以上１８
０以下で、５×１０-4〜５×１０-3（１／ｓ）の歪み速
度範囲で変形した時の３〜１０％の相当歪み範囲におけ
る変形応力の平均値σｓｔと最大応力ＴＳ及び、５×１
０2 〜５×１０3 （１／ｓ）の歪み速度範囲で変形した
時の３〜１０％の相当歪み範囲における変形応力の平均
値σｄｙｎとが、式 （σｄｙｎ−σｓｔ）×ＴＳ／１
０００≧４０ を満足する事を特徴とした、高い動的変
形抵抗と良好な成形性を有する高強度熱延鋼板の製造方
法。
【００１０】（１１）０％超１０％以下の予変形を与え
た後の鋼材の残留オーステナイト体積分率が２．５％超
であり、かつ、予変形前の残留オーステナイト体積分率
と予変形後の残留オーステナイト体積分率の比が０．４
以上であることを特徴とした前記（１０）記載の高い動
的変形抵抗と良好な成形性を有する高強度熱延鋼板の製
造方法。 （１２）最終的に得られたミクロ組織中の残留オーステ
ナイトの平均粒径と、体積分率最大の相であるフェライ
トもしくはベイナイトの平均粒径の比が０．６以下であ
ることを特徴とする前記（１０）又は（１１）記載の動
的変形抵抗と良好な成形性を有する高強度熱延鋼板の製
造方法にある。
た後の鋼材の残留オーステナイト体積分率が２．５％超
であり、かつ、予変形前の残留オーステナイト体積分率
と予変形後の残留オーステナイト体積分率の比が０．４
以上であることを特徴とした前記（１０）記載の高い動
的変形抵抗と良好な成形性を有する高強度熱延鋼板の製
造方法。 （１２）最終的に得られたミクロ組織中の残留オーステ
ナイトの平均粒径と、体積分率最大の相であるフェライ
トもしくはベイナイトの平均粒径の比が０．６以下であ
ることを特徴とする前記（１０）又は（１１）記載の動
的変形抵抗と良好な成形性を有する高強度熱延鋼板の製
造方法にある。
【００１１】
【発明の実施の形態】自動車のフロントサイドメンバー
等の衝撃吸収用部材は、鋼板のプレス成形加工等によっ
て製造され、自動車の衝突時に効率よく衝撃エネルギー
を吸収することが要求される。従って、良好なプレス成
形性と衝撃時の高いエネルギー吸収能の両立が必要とな
る。本発明者らの研究結果、この様な成形性と優れた衝
撃吸収特性を両立させうる高強度鋼板として、鋼板に適
量の残留オーステナイトを含むことが適していることを
見いだした。すなわち、最適なミクロ組織は、種々の置
換型元素によって容易に固溶強化されるフェライトもし
くはベイナイトを体積分率最大の相として、変形中に硬
質のマルテンサイトに変態する残留オーステナイトを体
積分率で３％以上含む場合に、上記両特性の両立が可能
であることが判明した。
等の衝撃吸収用部材は、鋼板のプレス成形加工等によっ
て製造され、自動車の衝突時に効率よく衝撃エネルギー
を吸収することが要求される。従って、良好なプレス成
形性と衝撃時の高いエネルギー吸収能の両立が必要とな
る。本発明者らの研究結果、この様な成形性と優れた衝
撃吸収特性を両立させうる高強度鋼板として、鋼板に適
量の残留オーステナイトを含むことが適していることを
見いだした。すなわち、最適なミクロ組織は、種々の置
換型元素によって容易に固溶強化されるフェライトもし
くはベイナイトを体積分率最大の相として、変形中に硬
質のマルテンサイトに変態する残留オーステナイトを体
積分率で３％以上含む場合に、上記両特性の両立が可能
であることが判明した。
【００１２】残留オーステナイトの体積分率の上限は特
に定めることなく本発明の効果を得ることができるが、
その量（％）が鋼板のＣ濃度（質量％）の１２０倍を越
える場合にはオーステナイトの安定性が十分でなく、結
果として成形性や衝撃エネルギー吸収能を低下させるた
めに１２０×Ｃ（％）以下とする事が好ましい。また、
初期ミクロ組織にマルテンサイト粒子を含む場合にも、
他の条件が満足されれば、本発明の範囲内である。
に定めることなく本発明の効果を得ることができるが、
その量（％）が鋼板のＣ濃度（質量％）の１２０倍を越
える場合にはオーステナイトの安定性が十分でなく、結
果として成形性や衝撃エネルギー吸収能を低下させるた
めに１２０×Ｃ（％）以下とする事が好ましい。また、
初期ミクロ組織にマルテンサイト粒子を含む場合にも、
他の条件が満足されれば、本発明の範囲内である。
【００１３】この時の各成分の限定理由は下記のとおり
である。Ｃ：Ｃはオーステナイトを室温で安定化させて
残留させるために必要なオーステナイトの安定化に貢献
する最も安価な元素であるために、本発明において最も
重要な元素といえる。鋼材の平均Ｃ量は、室温で確保で
きる残留オーステナイト体積分率に影響を及ぼすのみな
らず、製造の加工熱処理中に未変態オーステナイト中に
濃化する事で、残留オーステナイトの加工に対する安定
性を向上させることが出来る。しかしながら、この添加
量が０．０４質量％未満の場合には、最終的に得られる
残留オーステナイト体積分率が３％以上を確保すること
が出来ないので０．０４％を下限とした。
である。Ｃ：Ｃはオーステナイトを室温で安定化させて
残留させるために必要なオーステナイトの安定化に貢献
する最も安価な元素であるために、本発明において最も
重要な元素といえる。鋼材の平均Ｃ量は、室温で確保で
きる残留オーステナイト体積分率に影響を及ぼすのみな
らず、製造の加工熱処理中に未変態オーステナイト中に
濃化する事で、残留オーステナイトの加工に対する安定
性を向上させることが出来る。しかしながら、この添加
量が０．０４質量％未満の場合には、最終的に得られる
残留オーステナイト体積分率が３％以上を確保すること
が出来ないので０．０４％を下限とした。
【００１４】一方、鋼材の平均Ｃ量が増加するに従って
確保可能な残留オーステナイト体積分率は増加し、残留
オーステナイト体積率を確保しつつ残留オーステナイト
の安定性を確保することが可能となる。しかしながら、
鋼材のＣ添加量が過大になると、必要以上に鋼材の強度
を上昇させ、プレス加工等の成形性を阻害するのみなら
ず、静的な強度上昇に比して動的な応力上昇が阻害され
ると共に、溶接性を低下させることによって部品として
の鋼材の利用が制限されるようになる。従って鋼材のＣ
質量％の上限を０．３％とした。
確保可能な残留オーステナイト体積分率は増加し、残留
オーステナイト体積率を確保しつつ残留オーステナイト
の安定性を確保することが可能となる。しかしながら、
鋼材のＣ添加量が過大になると、必要以上に鋼材の強度
を上昇させ、プレス加工等の成形性を阻害するのみなら
ず、静的な強度上昇に比して動的な応力上昇が阻害され
ると共に、溶接性を低下させることによって部品として
の鋼材の利用が制限されるようになる。従って鋼材のＣ
質量％の上限を０．３％とした。
【００１５】Ｃｏ：Ｃｏは本発明において最も重要な添
加元素の一つである。残留オーステナイトの安定性を向
上させることは後述のように鋼板の成形性の向上のみな
らず動的な変形抵抗を向上させることによって衝突時の
エネルギー吸収能を向上させる。このとき、オーステナ
イトの安定性を決定するのは残留オーステナイト中の化
学成分である。発明者らは、種々の化学組成のオーステ
ナイトを調査した結果、Ｃｏが効率的に残留オーステナ
イト中の炭素濃度を高める事で、残留オーステナイトを
安定化できることを発見した。
加元素の一つである。残留オーステナイトの安定性を向
上させることは後述のように鋼板の成形性の向上のみな
らず動的な変形抵抗を向上させることによって衝突時の
エネルギー吸収能を向上させる。このとき、オーステナ
イトの安定性を決定するのは残留オーステナイト中の化
学成分である。発明者らは、種々の化学組成のオーステ
ナイトを調査した結果、Ｃｏが効率的に残留オーステナ
イト中の炭素濃度を高める事で、残留オーステナイトを
安定化できることを発見した。
【００１６】図１にはＣｏの添加量を変化させた表１の
鋼を再加熱・熱延し、３８０℃〜４００℃で巻き取られ
た鋼板の３〜１０％歪みでの高速変形時の平均応力σｄ
ｙｎと静的な引張り試験時の平均応力σｓｔおよび静的
な引張り試験の最大応力ＴＳによって求まる値｛（σｄ
ｙｎ―σｓｔ）×ＴＳ／１０００｝をＣｏの添加量に対
してプロットした。この縦軸が大きいほど、同一の強度
レベルで比較した際の動的変形抵抗が高いことを示す。
図から明らかなように、Ｃｏの添加は動的変形抵抗を向
上させる。このときＣｏの添加量が０．０１質量％未満
では上式の値が４０未満となり、後述のように実部材か
らの要求に応えられないため、これをＣｏ添加の下限と
した。また、Ｃｏを３質量％超添加することは経済的に
大きなデメリットを生じるためにこれをＣｏ添加の上限
とした。
鋼を再加熱・熱延し、３８０℃〜４００℃で巻き取られ
た鋼板の３〜１０％歪みでの高速変形時の平均応力σｄ
ｙｎと静的な引張り試験時の平均応力σｓｔおよび静的
な引張り試験の最大応力ＴＳによって求まる値｛（σｄ
ｙｎ―σｓｔ）×ＴＳ／１０００｝をＣｏの添加量に対
してプロットした。この縦軸が大きいほど、同一の強度
レベルで比較した際の動的変形抵抗が高いことを示す。
図から明らかなように、Ｃｏの添加は動的変形抵抗を向
上させる。このときＣｏの添加量が０．０１質量％未満
では上式の値が４０未満となり、後述のように実部材か
らの要求に応えられないため、これをＣｏ添加の下限と
した。また、Ｃｏを３質量％超添加することは経済的に
大きなデメリットを生じるためにこれをＣｏ添加の上限
とした。
【００１７】
【表１】
【００１８】Ａｌ、Ｓｉ：ＡｌとＳｉは共にフェライト
の安定化元素であり、フェライト体積率を増加させるこ
とによって鋼材の加工性を向上させる働きがある。ま
た、Ａｌ、Ｓｉ共にセメンタイトの生成を抑制すること
から、効果的にオーステナイト中へのＣを濃化させるこ
とを可能とすることから、室温で適当な体積分率のオー
ステナイトを残留させるためには不可避的な添加元素で
ある。この様な機能を持つ添加元素としては、Ａｌ、Ｓ
ｉ以外に、ＰやＣｕ、Ｃｒ、Ｍｏ等があげられ、この様
な元素を適当に添加することも同様な効果が期待され
る。
の安定化元素であり、フェライト体積率を増加させるこ
とによって鋼材の加工性を向上させる働きがある。ま
た、Ａｌ、Ｓｉ共にセメンタイトの生成を抑制すること
から、効果的にオーステナイト中へのＣを濃化させるこ
とを可能とすることから、室温で適当な体積分率のオー
ステナイトを残留させるためには不可避的な添加元素で
ある。この様な機能を持つ添加元素としては、Ａｌ、Ｓ
ｉ以外に、ＰやＣｕ、Ｃｒ、Ｍｏ等があげられ、この様
な元素を適当に添加することも同様な効果が期待され
る。
【００１９】しかしながら、ＡｌとＳｉの一種もしくは
双方の合計が０．５質量％未満の場合には、セメンタイ
ト生成抑制の効果が十分でなく、オーステナイトの安定
化に最も効果的な添加されたＣの多くが炭化物の形で浪
費され、本発明に必要な残留オーステナイト体積率を確
保することが出来ないかもしくは残留オーステナイトの
確保に必要な製造条件が大量生産工程の条件に適しな
い。従って下限を０．５質量％とした。また、ＡｌとＳ
ｉの一種もしくは双方の合計が３．０％を越える場合に
は、母相であるフェライトもしくはベイナイトの硬質化
や脆化を招き、歪み速度上昇による変形抵抗の増加を阻
害するばかりでなく、鋼材の加工性の低下、靱性の低
下、さらには鋼材コストの上昇を招き、また化成処理性
等の表面処理特性が著しく劣化するために、３．０質量
％を上限値とした。
双方の合計が０．５質量％未満の場合には、セメンタイ
ト生成抑制の効果が十分でなく、オーステナイトの安定
化に最も効果的な添加されたＣの多くが炭化物の形で浪
費され、本発明に必要な残留オーステナイト体積率を確
保することが出来ないかもしくは残留オーステナイトの
確保に必要な製造条件が大量生産工程の条件に適しな
い。従って下限を０．５質量％とした。また、ＡｌとＳ
ｉの一種もしくは双方の合計が３．０％を越える場合に
は、母相であるフェライトもしくはベイナイトの硬質化
や脆化を招き、歪み速度上昇による変形抵抗の増加を阻
害するばかりでなく、鋼材の加工性の低下、靱性の低
下、さらには鋼材コストの上昇を招き、また化成処理性
等の表面処理特性が著しく劣化するために、３．０質量
％を上限値とした。
【００２０】Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｍｏ：Ｍｎ、Ｎ
ｉ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｍｏは全てオーステナイト安定化元素
であり、室温でオーステナイトを安定化させるためには
有効な元素である。特に、溶接性の観点からＣの添加量
が制限される場合には、この様なオーステナイト安定化
元素を適量添加することによって効果的にオーステナイ
トを残留させることが可能となる。また、これらの元素
はＡｌやＳｉ程ではないがセメンタイトの生成を抑制す
る効果があり、オーステナイトへのＣの濃化を助ける働
きもする。更に、これらの元素はＡｌ、Ｓｉと共にマト
リックスであるフェライトやベイナイトを固溶強化させ
ることによって、高速での動的変形抵抗を高める働きも
持つ。
ｉ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｍｏは全てオーステナイト安定化元素
であり、室温でオーステナイトを安定化させるためには
有効な元素である。特に、溶接性の観点からＣの添加量
が制限される場合には、この様なオーステナイト安定化
元素を適量添加することによって効果的にオーステナイ
トを残留させることが可能となる。また、これらの元素
はＡｌやＳｉ程ではないがセメンタイトの生成を抑制す
る効果があり、オーステナイトへのＣの濃化を助ける働
きもする。更に、これらの元素はＡｌ、Ｓｉと共にマト
リックスであるフェライトやベイナイトを固溶強化させ
ることによって、高速での動的変形抵抗を高める働きも
持つ。
【００２１】しかしながら、これらの元素の１種もしく
は２種以上の添加の合計が０．５質量％未満の場合に
は、必要な残留オーステナイトの確保が出来なくなると
ともに、鋼材の強度が低くなり、有効な車体軽量化が達
成できなくなることから、下限を０．５質量％とした。
一方、これらの合計が３．５質量％を越える場合には、
母相であるフェライトもしくはベイナイトの硬質化を招
き、歪み速度上昇による変形抵抗の増加を阻害するばか
りでなく、鋼材の加工性の低下、靱性の低下、さらには
鋼材コストの上昇を招くために、上限を３．５質量％と
した。
は２種以上の添加の合計が０．５質量％未満の場合に
は、必要な残留オーステナイトの確保が出来なくなると
ともに、鋼材の強度が低くなり、有効な車体軽量化が達
成できなくなることから、下限を０．５質量％とした。
一方、これらの合計が３．５質量％を越える場合には、
母相であるフェライトもしくはベイナイトの硬質化を招
き、歪み速度上昇による変形抵抗の増加を阻害するばか
りでなく、鋼材の加工性の低下、靱性の低下、さらには
鋼材コストの上昇を招くために、上限を３．５質量％と
した。
【００２２】Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ：また、必要に応じて添加
するＮｂ、Ｔｉ、Ｖは、炭化物、窒化物もしくは炭窒化
物を形成することによって鋼材を高強度化する事が出来
るが、その合計が０．３％を越えた場合には母相である
フェライトやベイナイト粒内もしく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
の可動転位発生源となって、高い動的変形抵抗を得るこ
とが出来なくなる。また、炭化物の生成は、本発明にと
って最も重要な残留オーステナイト中へのＣの濃化を阻
害し、Ｃを浪費することから上限を０．３質量％とし
た。但し、これらの元素の添加によって高強度化するた
めには、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの合計で０．００５質量％以上
添加することが好ましい。
するＮｂ、Ｔｉ、Ｖは、炭化物、窒化物もしくは炭窒化
物を形成することによって鋼材を高強度化する事が出来
るが、その合計が０．３％を越えた場合には母相である
フェライトやベイナイト粒内もしく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
の可動転位発生源となって、高い動的変形抵抗を得るこ
とが出来なくなる。また、炭化物の生成は、本発明にと
って最も重要な残留オーステナイト中へのＣの濃化を阻
害し、Ｃを浪費することから上限を０．３質量％とし
た。但し、これらの元素の添加によって高強度化するた
めには、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの合計で０．００５質量％以上
添加することが好ましい。
【００２３】Ｐ：更に、必要に応じて添加するＰは、鋼
材の高強度化や前述のように残留オーステナイトの確保
に有効ではあるが、０．２質量％を越えて添加された場
合には鋼材のコストの上昇を招くばかりでなく、体積分
率最大の相であるフェライトやベイナイトの変形抵抗を
必要以上に高め、かつ高速変形時の変形抵抗の上昇を阻
害する。更に、耐置き割れ性の劣化や疲労特性、靱性の
劣化を招くことから、０．２質量％をその上限とした。
但し、Ｐの添加の効果を得るためには、０．００５質量
％以上含有することが好ましい。
材の高強度化や前述のように残留オーステナイトの確保
に有効ではあるが、０．２質量％を越えて添加された場
合には鋼材のコストの上昇を招くばかりでなく、体積分
率最大の相であるフェライトやベイナイトの変形抵抗を
必要以上に高め、かつ高速変形時の変形抵抗の上昇を阻
害する。更に、耐置き割れ性の劣化や疲労特性、靱性の
劣化を招くことから、０．２質量％をその上限とした。
但し、Ｐの添加の効果を得るためには、０．００５質量
％以上含有することが好ましい。
【００２４】Ｂ：また、必要に応じて添加するＢは、粒
界の強化や鋼材の高強度化に有効ではあるが、その添加
量が０．０１質量％を越えるとその効果が飽和するばか
りでなく、必要以上に鋼板強度を上昇させ、高速変形時
の変形抵抗の上昇を阻害すると共に、部品への加工性も
低下させることから、上限を０．０１質量％とした。但
し、Ｂの添加効果を得るためには、０．０００５質量％
以上含有することが好ましい。
界の強化や鋼材の高強度化に有効ではあるが、その添加
量が０．０１質量％を越えるとその効果が飽和するばか
りでなく、必要以上に鋼板強度を上昇させ、高速変形時
の変形抵抗の上昇を阻害すると共に、部品への加工性も
低下させることから、上限を０．０１質量％とした。但
し、Ｂの添加効果を得るためには、０．０００５質量％
以上含有することが好ましい。
【００２５】Ｃａ、Ｒｅｍ：選択的に添加するＣａ、Ｒ
ｅｍはいずれも、硫化物の形態を制御することで、靱
性、溶接性等を向上させ、更には特に伸びフランジ成形
性に代表されるプレス成形性を向上させる元素である。
しかしながら、Ｃａが０．０００５質量％未満、Ｒｅｍ
が０．００１質量％未満の場合にはその効果が発揮され
ず、また、Ｃａが０．００５質量％超、Ｒｅｍが０．０
２質量％超ではこれらの効果が飽和するばかりでなく逆
に酸化物起因で靱性を劣化させるために、これらを各々
の添加量の上限、下限とした。
ｅｍはいずれも、硫化物の形態を制御することで、靱
性、溶接性等を向上させ、更には特に伸びフランジ成形
性に代表されるプレス成形性を向上させる元素である。
しかしながら、Ｃａが０．０００５質量％未満、Ｒｅｍ
が０．００１質量％未満の場合にはその効果が発揮され
ず、また、Ｃａが０．００５質量％超、Ｒｅｍが０．０
２質量％超ではこれらの効果が飽和するばかりでなく逆
に酸化物起因で靱性を劣化させるために、これらを各々
の添加量の上限、下限とした。
【００２６】次に、フロントサイドメンバー等の衝撃吸
収用部材は、特徴的にハット型の断面形状をしており、
この様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％以上の高い歪みまで変
形が進んでいるものの、吸収エネルギー全体の約７０％
以上が、高速の応力−歪み線図の１０％以下の歪み範囲
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、歪み量と
して３％〜１０％の範囲が最も重要であることから、高
速引張り変形時の相当歪みで３％〜１０％の範囲の平均
応力σｄｙｎをもって衝撃エネルギー吸収能の指標とし
た。
収用部材は、特徴的にハット型の断面形状をしており、
この様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％以上の高い歪みまで変
形が進んでいるものの、吸収エネルギー全体の約７０％
以上が、高速の応力−歪み線図の１０％以下の歪み範囲
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、歪み量と
して３％〜１０％の範囲が最も重要であることから、高
速引張り変形時の相当歪みで３％〜１０％の範囲の平均
応力σｄｙｎをもって衝撃エネルギー吸収能の指標とし
た。
【００２７】この高速変形時の３％〜１０％の平均応力
σｄｙｎは、鋼材の静的な引張り強度｛５×１０-4〜５
×１０-3（１／ｓ）の歪み速度範囲で測定された静的な
引張り試験における最大応力ＴＳ｝の上昇に伴って大き
くなることが一般的である。従って、鋼材の静的な引張
り強度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、鋼材の強度が上
昇すると部材への成形性が劣化し、必要な部材形状を得
ることが困難となる。従って、同一のＴＳで高いσｄｙ
ｎを持つ鋼材が好ましい。特に部材への加工時の歪みレ
ベルが主に１０％以下であることから、部材への成型時
に考慮すべき形状凍結性等の成形性の指標となる低歪み
領域での応力が低いことが成形性向上のためには重要で
ある。
σｄｙｎは、鋼材の静的な引張り強度｛５×１０-4〜５
×１０-3（１／ｓ）の歪み速度範囲で測定された静的な
引張り試験における最大応力ＴＳ｝の上昇に伴って大き
くなることが一般的である。従って、鋼材の静的な引張
り強度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、鋼材の強度が上
昇すると部材への成形性が劣化し、必要な部材形状を得
ることが困難となる。従って、同一のＴＳで高いσｄｙ
ｎを持つ鋼材が好ましい。特に部材への加工時の歪みレ
ベルが主に１０％以下であることから、部材への成型時
に考慮すべき形状凍結性等の成形性の指標となる低歪み
領域での応力が低いことが成形性向上のためには重要で
ある。
【００２８】従って、σｄｙｎと５×１０-4〜５×１０
-3（１／ｓ）の歪み速度範囲で変形した時の３〜１０％
の相当歪み範囲における変形応力の平均値σｓｔの差が
大きいほど静的には成形性に優れ、動的には高い衝撃エ
ネルギーの吸収能を持つと言える。この関係で、特に
（σｄｙｎ−σｓｔ）×ＴＳ／１０００≧４０の関係を
満足する鋼材は、実部材への成形性に優れると同時に衝
撃エネルギー吸収能が他の鋼材に比べて高く、部材の総
質量を増加させることなく衝撃エネルギー吸収能を向上
させることができる。本発明者らの実験検討の結果、同
一レベルのＴＳに対して、（σｄｙｎ−σｓｔ）は部材
への加工が行われる以前の鋼板中に含まれる残留オース
テナイト中の固溶炭素量［Ｃ］鋼材の平均Ｍｎ等量質量
％（Ｍｎｅｑ＝Ｍｎ＋（Ｎｉ＋Ｃｒ＋Ｃｕ＋Ｍｏ）／
２）によって変化することが見いだされた。
-3（１／ｓ）の歪み速度範囲で変形した時の３〜１０％
の相当歪み範囲における変形応力の平均値σｓｔの差が
大きいほど静的には成形性に優れ、動的には高い衝撃エ
ネルギーの吸収能を持つと言える。この関係で、特に
（σｄｙｎ−σｓｔ）×ＴＳ／１０００≧４０の関係を
満足する鋼材は、実部材への成形性に優れると同時に衝
撃エネルギー吸収能が他の鋼材に比べて高く、部材の総
質量を増加させることなく衝撃エネルギー吸収能を向上
させることができる。本発明者らの実験検討の結果、同
一レベルのＴＳに対して、（σｄｙｎ−σｓｔ）は部材
への加工が行われる以前の鋼板中に含まれる残留オース
テナイト中の固溶炭素量［Ｃ］鋼材の平均Ｍｎ等量質量
％（Ｍｎｅｑ＝Ｍｎ＋（Ｎｉ＋Ｃｒ＋Ｃｕ＋Ｍｏ）／
２）によって変化することが見いだされた。
【００２９】残留オーステナイト中の炭素濃度は、Ｘ線
解析やメスバウアー分光により実験的に求めることが出
来、例えば、板状の資料に対してＣｏ、Ｃｕ、ＦｅのＫ
α線を用いたＸ線解析により、オーステナイトの（００
２）、（０２２）、（１１３）、（２２２）面の反射角
度を測定し、「Ｘ線回折要論」、Ｂ．Ｄ．Ｃｕｌｌｉｔ
ｙ著（松村源太郎訳）、株式会社アグネの第１１章に記
述されているように、反射角度から格子常数を計算し、
ｃｏｓ2 Θ＝０（但しΘは反射角度）に外挿する事で得
られる格子常数の値から、オーステナイトの格子常数と
オーステナイト中の固溶Ｃ濃度との関係｛例えばＲ．
Ｃ．Ｒｕｈｌ ａｎｄ Ｍ．Ｃｏｈｅｎ，Ｔｒａｎｓａ
ｃｔｉｏｎ ｏｆ Ｔｈｅ Ｍｅｔａｌｌｕｒｇｉｃａ
ｌ Ｓｏｃｉｅｔｙ ｏｆ ＡＩＭＥ，ｖｏｌ ２４５
（１９６９）ｐｐ２４１−２５１に記述されている式
［１］、即ち、格子常数＝３．５７２＋０．０３３（質
量％Ｃ）の関係｝を用いてオーステナイト中のＣ濃度に
換算する事によってなされる。また、オーステナイトの
格子常数に及ぼすその他の元素の効果はそれほど大きく
無いことから、無視しても差し支えないことがわかって
いる。
解析やメスバウアー分光により実験的に求めることが出
来、例えば、板状の資料に対してＣｏ、Ｃｕ、ＦｅのＫ
α線を用いたＸ線解析により、オーステナイトの（００
２）、（０２２）、（１１３）、（２２２）面の反射角
度を測定し、「Ｘ線回折要論」、Ｂ．Ｄ．Ｃｕｌｌｉｔ
ｙ著（松村源太郎訳）、株式会社アグネの第１１章に記
述されているように、反射角度から格子常数を計算し、
ｃｏｓ2 Θ＝０（但しΘは反射角度）に外挿する事で得
られる格子常数の値から、オーステナイトの格子常数と
オーステナイト中の固溶Ｃ濃度との関係｛例えばＲ．
Ｃ．Ｒｕｈｌ ａｎｄ Ｍ．Ｃｏｈｅｎ，Ｔｒａｎｓａ
ｃｔｉｏｎ ｏｆ Ｔｈｅ Ｍｅｔａｌｌｕｒｇｉｃａ
ｌ Ｓｏｃｉｅｔｙ ｏｆ ＡＩＭＥ，ｖｏｌ ２４５
（１９６９）ｐｐ２４１−２５１に記述されている式
［１］、即ち、格子常数＝３．５７２＋０．０３３（質
量％Ｃ）の関係｝を用いてオーステナイト中のＣ濃度に
換算する事によってなされる。また、オーステナイトの
格子常数に及ぼすその他の元素の効果はそれほど大きく
無いことから、無視しても差し支えないことがわかって
いる。
【００３０】本発明者らが行った実験結果から、この様
にして得られた残留オーステナイト中の固溶Ｃ
（［Ｃ］）と鋼材に添加されている置換型合金元素から
求められるＭｎｅｑを用いて計算される値（Ｍ＝６７８
−４２８×［Ｃ］−３３×Ｍｎｅｑ）が−１４０以上１
８０以下の場合に、同一の静的な引張り強度ＴＳに対し
て大きな（σｄｙｎ−σｓｔ）を示すことが見いだされ
た。このときＭが１８０超では、残留オーステナイトが
低歪み領域で硬質のマルテンサイトに変態することか
ら、成形性を支配する低歪み領域での静的な応力を上昇
させてしまい、形状凍結性等の成形性を劣化させるのみ
ならず、（σｄｙｎ−σｓｔ）の値を小さくすることか
ら、良好な成形性と高い衝撃エネルギー吸収能の両立が
得られないためにＭを１８０以下とした。また、Ｍが−
１４０未満の場合には、残留オーステナイトの変態が高
い歪み領域に限定されるために、良好な成形性は得られ
るものの（σｄｙｎ−σｓｔ）を増大させる効果がなく
なることからＭの下限を−１４０とした。
にして得られた残留オーステナイト中の固溶Ｃ
（［Ｃ］）と鋼材に添加されている置換型合金元素から
求められるＭｎｅｑを用いて計算される値（Ｍ＝６７８
−４２８×［Ｃ］−３３×Ｍｎｅｑ）が−１４０以上１
８０以下の場合に、同一の静的な引張り強度ＴＳに対し
て大きな（σｄｙｎ−σｓｔ）を示すことが見いだされ
た。このときＭが１８０超では、残留オーステナイトが
低歪み領域で硬質のマルテンサイトに変態することか
ら、成形性を支配する低歪み領域での静的な応力を上昇
させてしまい、形状凍結性等の成形性を劣化させるのみ
ならず、（σｄｙｎ−σｓｔ）の値を小さくすることか
ら、良好な成形性と高い衝撃エネルギー吸収能の両立が
得られないためにＭを１８０以下とした。また、Ｍが−
１４０未満の場合には、残留オーステナイトの変態が高
い歪み領域に限定されるために、良好な成形性は得られ
るものの（σｄｙｎ−σｓｔ）を増大させる効果がなく
なることからＭの下限を−１４０とした。
【００３１】残留オーステナイトの量は例えばＭｏのＫ
α線を用いたＸ線解析によりフェライトの（２００）
面、（２１１）面及びオーステナイトの（２００）面、
（２２０）面、（３１１）面の積分反射強度をもちい
て、Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ｔｈｅ Ｉｒｏｎ ａｎｄ
Ｓｔｅｅｌ Ｉｎｓｔｉｔｕｔｅ，２０６（１９６
８）ｐ６０に示された方法にて算出できる。また、体積
分率最大の相であるフェライト又はベイナイトはナイタ
ール腐食写真を元に画像処理もしくはポイントカウント
法などを用いて測定することができる。
α線を用いたＸ線解析によりフェライトの（２００）
面、（２１１）面及びオーステナイトの（２００）面、
（２２０）面、（３１１）面の積分反射強度をもちい
て、Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ｔｈｅ Ｉｒｏｎ ａｎｄ
Ｓｔｅｅｌ Ｉｎｓｔｉｔｕｔｅ，２０６（１９６
８）ｐ６０に示された方法にて算出できる。また、体積
分率最大の相であるフェライト又はベイナイトはナイタ
ール腐食写真を元に画像処理もしくはポイントカウント
法などを用いて測定することができる。
【００３２】相当歪みで０％超１０％以下の予変形を与
えた後の残留オーステナイト体積分率の測定も上記の方
法によって行うことができる。この時、予変形後の残留
オーステナイト体積分率が２．５％未満になると、衝撃
エネルギー吸収能が著しく劣化するために、これを相当
歪みで０％超１０％以下の予変形を与えた後の残留オー
ステナイト体積分率の下限値とした。予変形後の残留オ
ーステナイト体積分率の上限は特に定めることなく本発
明の効果を得ることができるが、その量（％）が鋼板の
Ｃ濃度（質量％）の１２０倍を越える場合にはオーステ
ナイトの安定性が十分でなく、結果として成形性や衝撃
エネルギー吸収能を低下させるために１２０×Ｃ（％）
以下とする事が好ましい。
えた後の残留オーステナイト体積分率の測定も上記の方
法によって行うことができる。この時、予変形後の残留
オーステナイト体積分率が２．５％未満になると、衝撃
エネルギー吸収能が著しく劣化するために、これを相当
歪みで０％超１０％以下の予変形を与えた後の残留オー
ステナイト体積分率の下限値とした。予変形後の残留オ
ーステナイト体積分率の上限は特に定めることなく本発
明の効果を得ることができるが、その量（％）が鋼板の
Ｃ濃度（質量％）の１２０倍を越える場合にはオーステ
ナイトの安定性が十分でなく、結果として成形性や衝撃
エネルギー吸収能を低下させるために１２０×Ｃ（％）
以下とする事が好ましい。
【００３３】ここで、予変形の様式は、単軸引張り、曲
げ、プレス成形、鍛造、圧延、造管、拡管等のどの様な
変形様式でもかまわない。また、この予変形前後での残
留オーステナイト体積分率の比が０．４未満である場合
には、衝撃エネルギー吸収能に及ぼす残留オーステナイ
トの効果が現れないためにこれを下限値とした。また、
この比の上限は特に定めることなく本発明の効果を得る
ことができるが、今想定している最大の予変形量である
相当歪みで１０％の予変形を与えた際に、この比が０．
９を越えるような場合には、残留オーステナイトが必要
以上に安定となり、効果が小さくなるため、相当歪みで
１０％の予変形を与えた際の予変形前後での残留オース
テナイト体積分率の比は０．９以下とすることが好まし
い。
げ、プレス成形、鍛造、圧延、造管、拡管等のどの様な
変形様式でもかまわない。また、この予変形前後での残
留オーステナイト体積分率の比が０．４未満である場合
には、衝撃エネルギー吸収能に及ぼす残留オーステナイ
トの効果が現れないためにこれを下限値とした。また、
この比の上限は特に定めることなく本発明の効果を得る
ことができるが、今想定している最大の予変形量である
相当歪みで１０％の予変形を与えた際に、この比が０．
９を越えるような場合には、残留オーステナイトが必要
以上に安定となり、効果が小さくなるため、相当歪みで
１０％の予変形を与えた際の予変形前後での残留オース
テナイト体積分率の比は０．９以下とすることが好まし
い。
【００３４】体積分率最大の相であるフェライトやベイ
ナイトの粒径に比べ、残留オーステナイトの平均粒径が
大きくなると、残留オーステナイトの安定性そのものが
低下し、成形性も衝撃エネルギー吸収能も低下させるた
めに、残留オーステナイト粒はできるだけ細粒にするこ
とが好ましい。特に体積分率最大の相であるフェライト
やベイナイトの粒径に対する残留オーステナイトの平均
粒径の比が０．６超となった場合にはこの傾向が顕著で
あるために、これを粒径比の上限とした。この比の下限
は特に定めることなく本発明の効果を得ることができる
が、残留オーステナイト粒を極度に細粒化することは必
要以上にオーステナイトを安定化することによって残留
オーステナイトの効果を小さくするため、体積分率最大
の相であるフェライトやベイナイトの粒径に対する残留
オーステナイトの平均粒径の比は０．０５以上であるこ
とが好ましい。
ナイトの粒径に比べ、残留オーステナイトの平均粒径が
大きくなると、残留オーステナイトの安定性そのものが
低下し、成形性も衝撃エネルギー吸収能も低下させるた
めに、残留オーステナイト粒はできるだけ細粒にするこ
とが好ましい。特に体積分率最大の相であるフェライト
やベイナイトの粒径に対する残留オーステナイトの平均
粒径の比が０．６超となった場合にはこの傾向が顕著で
あるために、これを粒径比の上限とした。この比の下限
は特に定めることなく本発明の効果を得ることができる
が、残留オーステナイト粒を極度に細粒化することは必
要以上にオーステナイトを安定化することによって残留
オーステナイトの効果を小さくするため、体積分率最大
の相であるフェライトやベイナイトの粒径に対する残留
オーステナイトの平均粒径の比は０．０５以上であるこ
とが好ましい。
【００３５】本発明鋼は成形性の中でも延性のみなら
ず、穴広げ加工性や曲げ性にも優れていることが確認さ
れている。また、成形性と衝突エネルギー吸収能以外
に、疲労特性や衝撃特性も良好である。本発明鋼に通常
のスキンパス圧延や熱延板熱処理、表面処理等を施して
も本発明の特性を阻害するものではない。
ず、穴広げ加工性や曲げ性にも優れていることが確認さ
れている。また、成形性と衝突エネルギー吸収能以外
に、疲労特性や衝撃特性も良好である。本発明鋼に通常
のスキンパス圧延や熱延板熱処理、表面処理等を施して
も本発明の特性を阻害するものではない。
【００３６】熱延条件：熱延ままで本発明の鋼板を製造
する場合には、所定の成分に調整されたスラブを鋳造ま
まもしくは一旦冷却した後に１０００℃〜１３００℃の
範囲に再度加熱し、熱間圧延を行う。再加熱温度を１０
００℃未満とする場合には、スラブの均一加熱が困難と
なり、表面キズ発生等の問題を生じるので、再加熱温度
の下限を１０００℃とした。また、再加熱温度が１３０
０℃以上では、スラブの変形が激しくなると同時にコス
ト高となることから、これを上限とした。また、熱延完
了温度ＦＴが鋼材の化学成分で決まるＡｒ3 変態温度−
１０℃未満である場合には（σｄｙｎ−σｓｔ）が低く
なる。従ってこれを熱延完了温度の下限値とする。
する場合には、所定の成分に調整されたスラブを鋳造ま
まもしくは一旦冷却した後に１０００℃〜１３００℃の
範囲に再度加熱し、熱間圧延を行う。再加熱温度を１０
００℃未満とする場合には、スラブの均一加熱が困難と
なり、表面キズ発生等の問題を生じるので、再加熱温度
の下限を１０００℃とした。また、再加熱温度が１３０
０℃以上では、スラブの変形が激しくなると同時にコス
ト高となることから、これを上限とした。また、熱延完
了温度ＦＴが鋼材の化学成分で決まるＡｒ3 変態温度−
１０℃未満である場合には（σｄｙｎ−σｓｔ）が低く
なる。従ってこれを熱延完了温度の下限値とする。
【００３７】また熱延完了温度がＡｒ3 ＋１２０℃以上
の場合には必要以上に鋼板の強度が上昇するのみなら
ず、組織の粗大化が起こり、鋼板動的変形抵抗の上昇を
阻害する。またこの様な高温で熱延が完了された場合に
は鋼板の表面粗度が大きくなり、表面品位を落とす。従
ってこれを熱延完了温度の上限値とする。熱延完了後に
冷却されるが、このときの冷却速度を５℃／秒未満もし
くは１００℃／秒超とすることは、大量生産の工程条件
上困難であることから、これを下限、上限とした。また
冷却の方法は一定の冷却速度で行っても、途中で低冷却
速度の領域を含むような複数種類の冷却速度の組み合わ
せであってもよい。
の場合には必要以上に鋼板の強度が上昇するのみなら
ず、組織の粗大化が起こり、鋼板動的変形抵抗の上昇を
阻害する。またこの様な高温で熱延が完了された場合に
は鋼板の表面粗度が大きくなり、表面品位を落とす。従
ってこれを熱延完了温度の上限値とする。熱延完了後に
冷却されるが、このときの冷却速度を５℃／秒未満もし
くは１００℃／秒超とすることは、大量生産の工程条件
上困難であることから、これを下限、上限とした。また
冷却の方法は一定の冷却速度で行っても、途中で低冷却
速度の領域を含むような複数種類の冷却速度の組み合わ
せであってもよい。
【００３８】冷却後鋼板は巻き取り処理が行われるが、
巻き取り温度が５００℃以上では所定の量の残留オース
テナイトを確保することができないためにこれを上限と
した。また、熱延完了温度ＦＴがＡｒ3 ＋５０℃以上の
場合には３００℃未満で巻取ると、必要以上の強度上昇
を招くと共に、（σｄｙｎ−σｓｔ）の値が小さくなる
ことからＦＴがＡｒ3 ＋５０℃以上の場合の巻取温度の
下限を３００℃とした。また、ＦＴがＡｒ3 ＋５０℃未
満の場合には、３５０℃未満で巻き取った場合に（σｄ
ｙｎ−σｓｔ）の値が小さくなることから、ＦＴがＡｒ
3 ＋５０℃未満の場合の巻取温度の下限を３５０℃とし
た。最終的に得られた鋼板の（σｄｙｎ−σｓｔ）を高
めるためには巻き取り温度を４６０℃以下とすることが
好ましい。
巻き取り温度が５００℃以上では所定の量の残留オース
テナイトを確保することができないためにこれを上限と
した。また、熱延完了温度ＦＴがＡｒ3 ＋５０℃以上の
場合には３００℃未満で巻取ると、必要以上の強度上昇
を招くと共に、（σｄｙｎ−σｓｔ）の値が小さくなる
ことからＦＴがＡｒ3 ＋５０℃以上の場合の巻取温度の
下限を３００℃とした。また、ＦＴがＡｒ3 ＋５０℃未
満の場合には、３５０℃未満で巻き取った場合に（σｄ
ｙｎ−σｓｔ）の値が小さくなることから、ＦＴがＡｒ
3 ＋５０℃未満の場合の巻取温度の下限を３５０℃とし
た。最終的に得られた鋼板の（σｄｙｎ−σｓｔ）を高
めるためには巻き取り温度を４６０℃以下とすることが
好ましい。
【００３９】
【実施例】（実施例１）表２に示す２５種類の鋼材を１
２００℃に加熱し、各鋼の成分からＡｒ3 ＝９０１−３
２５×％Ｃ＋３３×％Ｓｉ−９２×％Ｍｎｅｑの式（％
Ｍｎｅｑ＝％Ｍｎ＋％Ｎｉ／２＋％Ｃｒ／２＋％Ｃｕ／
２＋％Ｍｏ／２）で計算されるＡｒ3 変態温度＋５０℃
〜Ａｒ3 変態温度＋１００℃の範囲内で熱延を完了し、
４５℃／秒の冷却速度で冷却し、４００℃〜４５０℃の
範囲で巻き取った。この様にして得られた熱延鋼板の動
的な特性を調査し、静的な特性と比較した結果を表３に
示した。鋼の成分が本発明の範囲内のものについては表
中の＊１の欄に示した値、すなわち、（σｄｙｎ−σｓ
ｔ）×ＴＳ／１０００が４０以上であることがわかる。
２００℃に加熱し、各鋼の成分からＡｒ3 ＝９０１−３
２５×％Ｃ＋３３×％Ｓｉ−９２×％Ｍｎｅｑの式（％
Ｍｎｅｑ＝％Ｍｎ＋％Ｎｉ／２＋％Ｃｒ／２＋％Ｃｕ／
２＋％Ｍｏ／２）で計算されるＡｒ3 変態温度＋５０℃
〜Ａｒ3 変態温度＋１００℃の範囲内で熱延を完了し、
４５℃／秒の冷却速度で冷却し、４００℃〜４５０℃の
範囲で巻き取った。この様にして得られた熱延鋼板の動
的な特性を調査し、静的な特性と比較した結果を表３に
示した。鋼の成分が本発明の範囲内のものについては表
中の＊１の欄に示した値、すなわち、（σｄｙｎ−σｓ
ｔ）×ＴＳ／１０００が４０以上であることがわかる。
【００４０】
【表２】
【００４１】
【表３】
【００４２】（実施例２）表２に示した本発明の成分範
囲内である鋼Ｐ２を用いて、熱延条件を変化させた場合
の特性を調査した結果を表４に示す。Ｐ２鋼のＡｒ3 変
態温度は上記の式から７６４℃と計算された。加熱温度
は１２００℃一定とした。熱延完了温度ＦＴがＡｒ3 ＋
５０℃以上の８３０℃の場合には、Ｎｏ．１、４では巻
き取り温度ＣＴが本発明の範囲外であるために所定の動
的変形抵抗の上昇（σｄｙｎ−σｓｔ）が得られていな
い。また、Ｎｏ．５では、ＦＴが本発明の範囲外である
ために結果的に残留オーステナイト粒径とフェライト粒
径の比が０．６よりも大きくなり、所定の動的変形抵抗
σｄｙｎが得られていない。他の例はすべて本発明の例
であり、熱延完了温度、ＣＴが本発明の範囲内であれば
所定の動的変形抵抗の上昇（σｄｙｎ−σｓｔ）が得ら
れることがわかる（表中の＊１の欄の値が４０以上）。
囲内である鋼Ｐ２を用いて、熱延条件を変化させた場合
の特性を調査した結果を表４に示す。Ｐ２鋼のＡｒ3 変
態温度は上記の式から７６４℃と計算された。加熱温度
は１２００℃一定とした。熱延完了温度ＦＴがＡｒ3 ＋
５０℃以上の８３０℃の場合には、Ｎｏ．１、４では巻
き取り温度ＣＴが本発明の範囲外であるために所定の動
的変形抵抗の上昇（σｄｙｎ−σｓｔ）が得られていな
い。また、Ｎｏ．５では、ＦＴが本発明の範囲外である
ために結果的に残留オーステナイト粒径とフェライト粒
径の比が０．６よりも大きくなり、所定の動的変形抵抗
σｄｙｎが得られていない。他の例はすべて本発明の例
であり、熱延完了温度、ＣＴが本発明の範囲内であれば
所定の動的変形抵抗の上昇（σｄｙｎ−σｓｔ）が得ら
れることがわかる（表中の＊１の欄の値が４０以上）。
【００４３】
【表４】
【００４４】
【発明の効果】本発明により、自動車の軽量化と衝突安
全性の確保の要求に応えることのできる高い動的変形抵
抗を有する良加工性高強度熱延鋼板を確実に提供するこ
とができる。
全性の確保の要求に応えることのできる高い動的変形抵
抗を有する良加工性高強度熱延鋼板を確実に提供するこ
とができる。
【図１】本発明における、加工性と衝撃エネルギー吸収
能のバランスを表す｛（σｄｙｎ−σｓｔ）×ＴＳ／１
０００｝とＣｏ添加量の関係を示す図、
能のバランスを表す｛（σｄｙｎ−σｓｔ）×ＴＳ／１
０００｝とＣｏ添加量の関係を示す図、
【図２】本発明における、衝突時の衝撃エネルギー吸収
能の指標である、５×１０2 〜５×１０3 （１／ｓ）の
歪み速度範囲で変形した時の３〜１０％の相当歪み範囲
における変形応力の平均値σｄｙｎと５×１０-4〜５×
１０-3（１／ｓ）の歪み速度範囲で変形した時の３〜１
０％の相当歪み範囲における変形応力の平均値σstの差
（σｄｙｎ−σｓｔ）と静的な素材強度との関係を示す
図である。
能の指標である、５×１０2 〜５×１０3 （１／ｓ）の
歪み速度範囲で変形した時の３〜１０％の相当歪み範囲
における変形応力の平均値σｄｙｎと５×１０-4〜５×
１０-3（１／ｓ）の歪み速度範囲で変形した時の３〜１
０％の相当歪み範囲における変形応力の平均値σstの差
（σｄｙｎ−σｓｔ）と静的な素材強度との関係を示す
図である。
フロントページの続き Ｆターム(参考） 4K032 AA02 AA04 AA05 AA08 AA09 AA10 AA11 AA12 AA14 AA15 AA16 AA17 AA19 AA20 AA22 AA23 AA24 AA27 AA35 AA36 AA40 BA01 CA02 CA03 CC03 CD02 CD03 CE01 4K037 EA01 EA02 EA05 EA06 EA09 EA10 EA11 EA13 EA15 EA16 EA17 EA19 EA20 EA23 EA27 EA28 EA31 EA32 EA36 EB06 EB07 EB09 EB12 FA02 FA03 FC03 FC04 FD02 FD03 FD04 FE01 JA06
Claims (12)
- 【請求項１】 質量％で、Ｃを０．０４％以上０．３％
以下、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｍｏの中の１種または
２種以上を合計で０．５％以上３．５％以下、ＳｉとＡ
ｌの一方または双方を合計で０．５％以上３％以下、Ｃ
ｏを０．０１％以上３％以下含み、残部がＦｅ及び不可
避的不純物からなり、最終的に得られるミクロ組織がフ
ェライトもしくはベイナイトを体積分率最大の相とし、
体積分率で３％以上の残留オーステナイトを含む第２相
との複合組織である高い動的変形抵抗と良好な成形性を
有する高強度熱延鋼板。 - 【請求項２】 残留オーステナイト中の固溶Ｃ質量％
［Ｃ］と鋼材の平均Ｍｎ等量質量％（Ｍｎｅｑ＝Ｍｎ＋
（Ｎｉ＋Ｃｒ＋Ｃｕ＋Ｍｏ）／２）によって決まる値
（Ｍ＝６７８−４２８×［Ｃ］−３３×Ｍｎｅｑ）が−
１４０以上１８０以下である請求項１記載の高い動的変
形抵抗と良好な成形性を有する高強度熱延鋼板。 - 【請求項３】 ５×１０-4〜５×１０-3（１／ｓ）の歪
み速度範囲で変形した時の３〜１０％の相当歪み範囲に
おける変形応力の平均値σｓｔと最大応力ＴＳ及び、５
×１０2 〜５×１０3 （１／ｓ）の歪み速度範囲で変形
した時の３〜１０％の相当歪み範囲における変形応力の
平均値σｄｙｎとが、式 （σｄｙｎ−σｓｔ）×ＴＳ
／１０００≧４０ を満足する事を特徴とした請求項１
又は請求項２記載の高い動的変形抵抗と良好な成形性を
有する高強度熱延鋼板。 - 【請求項４】 Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの１種又は２種以上を合
計で０．３質量％以下含む事を特徴とした請求項１〜３
に記載の高い動的変形抵抗と良好な成形性を有する高強
度熱延鋼板。 - 【請求項５】 Ｐを０．２質量％以下含むことを特徴と
した請求項１〜４に記載の高い動的変形抵抗と良好な成
形性を有する高強度熱延鋼板。 - 【請求項６】 Ｂを０．０１質量％以下含むことを特徴
とした請求項１〜５に記載の高い動的変形抵抗と良好な
成形性を有する高強度熱延鋼板。 - 【請求項７】 質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．０
０５％、Ｒｅｍ：０．００１〜０．０２％の１種もしく
は２種を含むことを特徴とする請求項１〜６に記載の高
い動的変形抵抗と良好な成形性を有する高強度熱延鋼
板。 - 【請求項８】 ０％超１０％以下の予変形を与えた後の
鋼材の残留オーステナイト体積分率が２．５％超であ
り、かつ、予変形前の残留オーステナイト体積分率と予
変形後の残留オーステナイト体積分率の比が０．４以上
であることを特徴とした請求項１〜６に記載の高い動的
変形抵抗と良好な成形性を有する高強度熱延鋼板。 - 【請求項９】 最終的に得られたミクロ組織中の残留オ
ーステナイトの平均粒径と、体積分率最大の相であるフ
ェライトもしくはベイナイトの平均粒径の比が０．６以
下であることを特徴とする請求項１〜７に記載の高い動
的変形抵抗と良好な成形性を有する高強度延鋼板。 - 【請求項１０】 請求項１及び４〜７に記載の成分を有
する鋳造スラブを、鋳造ままもしくは一旦冷却した後に
１０００℃〜１３００℃の範囲に再度加熱し、熱延を鋼
材の成分で決まるＡｒ3 変態温度−１０℃以上Ａｒ3 変
態温度＋１２０℃未満の熱延完了温度ＦＴで完了し、そ
の後５℃／秒以上１００℃／秒以下の冷却速度で冷却し
巻き取る際に、ＦＴがＡｒ3 変態温度＋５０℃以上の場
合には３００℃以上５００℃未満の温度で巻き取り、Ｆ
ＴがＡｒ3 変態温度＋５０℃未満の場合には３５０℃以
上５００℃未満の温度で巻き取ることで、最終的に得ら
れるミクロ組織がフェライトもしくはベイナイトを体積
分率最大の相とし、体積分率で３％以上の残留オーステ
ナイトを含む第２相との複合組織であり、残留オーステ
ナイト中の固溶Ｃ質量％［Ｃ］と鋼材の平均Ｍｎ等量質
量％（Ｍｎｅｑ＝Ｍｎ＋（Ｎｉ＋Ｃｒ＋Ｃｕ＋Ｍｏ）／
２）によって決まる値（Ｍ＝６７８−４２８×［Ｃ］−
３３×Ｍｎｅｑ）が−１４０以上１８０以下で、５×１
０-4〜５×１０-3（１／ｓ）の歪み速度範囲で変形した
時の３〜１０％の相当歪み範囲における変形応力の平均
値σｓｔと最大応力ＴＳ及び、５×１０2 〜５×１０3
（１／ｓ）の歪み速度範囲で変形した時の３〜１０％の
相当歪み範囲における変形応力の平均値σｄｙｎとが、
式 （σｄｙｎ−σｓｔ）×ＴＳ／１０００≧４０を満
足する事を特徴とした、高い動的変形抵抗と良好な成形
性を有する高強度熱延鋼板の製造方法。 - 【請求項１１】 ０％超１０％以下の予変形を与えた後
の鋼材の残留オーステナイト体積分率が２．５％超であ
り、かつ、予変形前の残留オーステナイト体積分率と予
変形後の残留オーステナイト体積分率の比が０．４以上
であることを特徴とした請求項１０記載の高い動的変形
抵抗と良好な成形性を有する高強度熱延鋼板の製造方
法。 - 【請求項１２】 最終的に得られたミクロ組織中の残留
オーステナイトの平均粒径と、体積分率最大の相である
フェライトもしくはベイナイトの平均粒径の比が０．６
以下であることを特徴とする請求項１０又は１１記載の
動的変形抵抗と良好な成形性を有する高強度熱延鋼板の
製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000103818A JP4287976B2 (ja) | 2000-04-05 | 2000-04-05 | 高い動的変形抵抗と良好な成形性を有する高強度熱延鋼板とその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000103818A JP4287976B2 (ja) | 2000-04-05 | 2000-04-05 | 高い動的変形抵抗と良好な成形性を有する高強度熱延鋼板とその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2001294978A true JP2001294978A (ja) | 2001-10-26 |
| JP4287976B2 JP4287976B2 (ja) | 2009-07-01 |
Family
ID=18617457
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2000103818A Expired - Lifetime JP4287976B2 (ja) | 2000-04-05 | 2000-04-05 | 高い動的変形抵抗と良好な成形性を有する高強度熱延鋼板とその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP4287976B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR101443447B1 (ko) | 2012-07-30 | 2014-09-19 | 현대제철 주식회사 | 고강도 강판 및 그 제조 방법 |
-
2000
- 2000-04-05 JP JP2000103818A patent/JP4287976B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR101443447B1 (ko) | 2012-07-30 | 2014-09-19 | 현대제철 주식회사 | 고강도 강판 및 그 제조 방법 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP4287976B2 (ja) | 2009-07-01 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| KR101568552B1 (ko) | 고강도 저비중 강판 및 그 제조방법 | |
| Sugimoto et al. | Ductility of 0.1-0.6 C-1.5 Si-1.5 Mn ultra high-strength TRIP-aided sheet steels with bainitic ferrite matrix | |
| CN108350542B (zh) | 具有优异的拉伸凸缘成形性的热轧高强度可轧制成形钢片材和制造所述钢的方法 | |
| JP4062118B2 (ja) | 伸び特性および伸びフランジ特性に優れた高張力熱延鋼板とその製造方法 | |
| JP3793350B2 (ja) | 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 | |
| JP3619357B2 (ja) | 高い動的変形抵抗を有する高強度鋼板とその製造方法 | |
| JP7232252B2 (ja) | 冷間圧延熱処理鋼板及びその製造方法 | |
| JPH11193439A (ja) | 高い動的変形抵抗を有する良加工性高強度鋼板とその製造方法 | |
| Samek et al. | Steel—Material of choice for automotive lightweight applications | |
| KR102098482B1 (ko) | 내충돌 특성이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법 | |
| JP2003253385A (ja) | 高速変形特性および曲げ特性に優れた冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JP2023551501A (ja) | 曲げ加工性に優れた超高強度冷延鋼板及びその製造方法 | |
| KR100903546B1 (ko) | 형상 동결성과 성형후의 내구피로특성이 우수한 고장력열연강판 및 그 제조방법 | |
| JP4539447B2 (ja) | 高強度熱延鋼板およびその製造方法 | |
| JP2003247043A (ja) | 強度−延性バランスに優れた高張力溶融亜鉛めっき冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JP2001011565A (ja) | 衝撃エネルギー吸収性に優れた高強度鋼板およびその製造方法 | |
| JP3066689B2 (ja) | 加工性と疲労特性に優れた高強度複合組織熱延鋼板とその製造方法 | |
| JP3530353B2 (ja) | 高い動的変形抵抗を有する衝突時衝撃吸収用高強度冷延鋼板とその製造方法 | |
| JP4160840B2 (ja) | 形状凍結性に優れた高加工性高強度熱延鋼板とその製造方法 | |
| JP2000290745A (ja) | 疲労特性と衝突安全性に優れた加工用高強度鋼板及びその製造方法 | |
| JP4160839B2 (ja) | 形状凍結性に優れた異方性の小さな高加工性高強度熱延鋼板とその製造方法 | |
| EP3730651A1 (en) | High yield ratio-type high-strength steel sheet and method for manufacturing same | |
| JP2001294978A (ja) | 高い動的変形抵抗と良好な成形性を有する高強度熱延鋼板とその製造方法 | |
| JP3530354B2 (ja) | 高い動的変形抵抗を有する衝突時衝撃吸収用良加工性高強度熱延鋼板とその製造方法 | |
| JP3530355B2 (ja) | 高い動的変形抵抗を有する衝突時衝撃吸収用高強度熱延鋼板とその製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20060907 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20090129 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20090210 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20090223 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20090324 |
|
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20090330 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120403 Year of fee payment: 3 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120403 Year of fee payment: 3 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120403 Year of fee payment: 3 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130403 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130403 Year of fee payment: 4 |
|
| S531 | Written request for registration of change of domicile |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313531 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130403 Year of fee payment: 4 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130403 Year of fee payment: 4 |
|
| S533 | Written request for registration of change of name |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130403 Year of fee payment: 4 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20140403 Year of fee payment: 5 |
|
| S533 | Written request for registration of change of name |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |