JP3288483B2 - 耐衝撃性に優れる薄鋼板およびその製造方法 - Google Patents
耐衝撃性に優れる薄鋼板およびその製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、耐衝撃性に優れる薄鋼
板とその製造方法に関し、とくにプレス成形等の加工が
施される自動車用鋼板として用いられるものであって、
とりわけ自動車が走行中に万一衝突した場合の特性, 即
ち耐衝撃性が求められる部位の素材として好適な薄鋼板
とそれの製造方法に関する提案である。最近、地球環境
保全の機運が高まってきたことから、自動車からのCO2
排出量の低減が求められている。そのために、自動車車
体の軽量化が図られており、それはまた、鋼板の高強度
化によって板厚を低減させることを意味するものであ
り、素材としてはプレス成形性と強度の両方に優れたも
のが求められている。さらに、自動車車体の設計思想に
着目すると、鋼板の単なる高強度化のみでなく、より大
切なことは走行中に万一衝突した場合の耐衝撃性に優れ
た鋼板、すなわち板厚が薄く、高歪速度で変形した場合
の変形抵抗が大きい鋼板の開発が必要であり、これを実
現してこそ自動車の安全性の向上を伴った車体の軽量化
が図られ、より望ましい自動車用鋼板を提供することが
できる。
板とその製造方法に関し、とくにプレス成形等の加工が
施される自動車用鋼板として用いられるものであって、
とりわけ自動車が走行中に万一衝突した場合の特性, 即
ち耐衝撃性が求められる部位の素材として好適な薄鋼板
とそれの製造方法に関する提案である。最近、地球環境
保全の機運が高まってきたことから、自動車からのCO2
排出量の低減が求められている。そのために、自動車車
体の軽量化が図られており、それはまた、鋼板の高強度
化によって板厚を低減させることを意味するものであ
り、素材としてはプレス成形性と強度の両方に優れたも
のが求められている。さらに、自動車車体の設計思想に
着目すると、鋼板の単なる高強度化のみでなく、より大
切なことは走行中に万一衝突した場合の耐衝撃性に優れ
た鋼板、すなわち板厚が薄く、高歪速度で変形した場合
の変形抵抗が大きい鋼板の開発が必要であり、これを実
現してこそ自動車の安全性の向上を伴った車体の軽量化
が図られ、より望ましい自動車用鋼板を提供することが
できる。
【０００２】
【従来の技術】従来、自動車用鋼板の材質強化の方法
は、フェライト単相組織鋼では主としてSi, Mn, Ｐとい
った置換型固溶元素の添加による固溶強化、あるいはN
b, Tiといった炭・窒化物形成元素を添加することによ
る析出強化といった方法が一般的である。例えば、特開
昭56−139654号公報等に記載されているように、加工
性、時効性を改善するために極低炭素鋼にTi, Nbを含有
させ、さらに加工性を害しない範囲でＰ等の強化成分を
含有させて高強度化を図った鋼板が数多く提案されてい
る。この他にも、例えば特開昭59−193221号公報には、
Si添加によってさらに高強度化を図る方法の提案もなさ
れている。
は、フェライト単相組織鋼では主としてSi, Mn, Ｐとい
った置換型固溶元素の添加による固溶強化、あるいはN
b, Tiといった炭・窒化物形成元素を添加することによ
る析出強化といった方法が一般的である。例えば、特開
昭56−139654号公報等に記載されているように、加工
性、時効性を改善するために極低炭素鋼にTi, Nbを含有
させ、さらに加工性を害しない範囲でＰ等の強化成分を
含有させて高強度化を図った鋼板が数多く提案されてい
る。この他にも、例えば特開昭59−193221号公報には、
Si添加によってさらに高強度化を図る方法の提案もなさ
れている。
【０００３】たしかに、このような方法での鋼板の高強
度化によって、自動車ボディーの板厚減少はある程度可
能となった。しかしながら、これらの提案は、鋼板強度
の指標である降伏強度あるいは引張強度を、歪速度が10
-3〜10-2(s-1) と極めて遅い静的な評価方法に基づいて
判断している。しかしながら、実際の自動車ボディーの
設計では、このような“静的”な強度よりも、衝突時の
安全性を考慮した、歪速度10〜104 (s-1) での衝撃的な
変形を伴う“動的”な強度の方がより重要になるため、
従来のような提案では、自動車車体の軽量化に対しては
真に有効な手段を提供するものとは言えない。
度化によって、自動車ボディーの板厚減少はある程度可
能となった。しかしながら、これらの提案は、鋼板強度
の指標である降伏強度あるいは引張強度を、歪速度が10
-3〜10-2(s-1) と極めて遅い静的な評価方法に基づいて
判断している。しかしながら、実際の自動車ボディーの
設計では、このような“静的”な強度よりも、衝突時の
安全性を考慮した、歪速度10〜104 (s-1) での衝撃的な
変形を伴う“動的”な強度の方がより重要になるため、
従来のような提案では、自動車車体の軽量化に対しては
真に有効な手段を提供するものとは言えない。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】というのは、従来、上
述した静的な強度と動的な強度とは、同じ傾向をもつも
のとして一義的に取り扱っており、主として静的な強度
のみを基準にして判断していた。ところが、発明者らの
研究によると、動的な強度は、必ずしも静的な強度に対
応しておらず、従って、各種改良素材の静的強度の改良
がそのまま動的強度の向上にはつながらないということ
が判った。そして、この傾向は、とくに高張力鋼板につ
いて著しいものがあった。
述した静的な強度と動的な強度とは、同じ傾向をもつも
のとして一義的に取り扱っており、主として静的な強度
のみを基準にして判断していた。ところが、発明者らの
研究によると、動的な強度は、必ずしも静的な強度に対
応しておらず、従って、各種改良素材の静的強度の改良
がそのまま動的強度の向上にはつながらないということ
が判った。そして、この傾向は、とくに高張力鋼板につ
いて著しいものがあった。
【０００５】すなわち 図１は、変形速度と強度との関
係に及ぼす軟鋼と高張力鋼との影響を示すものである。
この図に明らかなように、軟鋼板における変形速度10-3
〜10 -2(s-1) の静的強度と、10〜104 (s-1) の動的強度
は軟鋼板の静的強度ほどには高い値を示さないことが判
る。このことは、自動車用高張力鋼板の板厚を静的強度
値に基づいて薄肉化した場合には、動的強度, 即ち、耐
衝撃強度の方は不足するという結果になることを意味し
ている。そして、このことはまた、静的強度値だけを基
準にして高張力鋼板の薄肉化を図ってきた従来の考え方
は見直さなければならないことを示唆している。本発明
の目的は、上述した従来技術が抱えている問題点を克服
することにあり、とくに薄鋼板における静的強度値に対
する動的強度の値が、軟鋼板のそれと同等以上に高いた
めに優れた耐衝撃性を示すこととなる自動車用薄鋼板を
提供することにある。
係に及ぼす軟鋼と高張力鋼との影響を示すものである。
この図に明らかなように、軟鋼板における変形速度10-3
〜10 -2(s-1) の静的強度と、10〜104 (s-1) の動的強度
は軟鋼板の静的強度ほどには高い値を示さないことが判
る。このことは、自動車用高張力鋼板の板厚を静的強度
値に基づいて薄肉化した場合には、動的強度, 即ち、耐
衝撃強度の方は不足するという結果になることを意味し
ている。そして、このことはまた、静的強度値だけを基
準にして高張力鋼板の薄肉化を図ってきた従来の考え方
は見直さなければならないことを示唆している。本発明
の目的は、上述した従来技術が抱えている問題点を克服
することにあり、とくに薄鋼板における静的強度値に対
する動的強度の値が、軟鋼板のそれと同等以上に高いた
めに優れた耐衝撃性を示すこととなる自動車用薄鋼板を
提供することにある。
【０００６】
【課題を解決するための手段】上述した課題に対してそ
の解決を目指して鋭意研究した結果、軟鋼のように低歪
速度下における強度のみならず、高歪速度下における強
度、即ち、耐衝撃強度にも優れた薄鋼板とするには、単
に静的強度だけが高い値を示すものでは不十分であるこ
とが判った。このことはまた、単に高歪速度下における
強度、即ち動的強度だけが高い値を示すものを開発する
こと（不経済である）で足りることを意味しておらず、
いわゆる、静的強度と動的強度とがうまく釣り合ってい
ることが必要であるということが判った。すなわち、プ
レス成形性に優れかつ高歪速度下での耐衝撃強度にも優
れた鋼板は、 静動比＝（歪速度 102(s-1) での降伏応力)/ (歪速度10
-3(s-1) での降伏応力) で定義される、静動比が 1.6以上の薄鋼板であれば、自
動車用部品として用いられた場合に、高歪速度下でも軟
鋼板と同等以上の高い強度の歪速度依存性が得られるの
で、自動車車体の安全性向上を軽量化の実現にあわせて
達成することができることが判った。
の解決を目指して鋭意研究した結果、軟鋼のように低歪
速度下における強度のみならず、高歪速度下における強
度、即ち、耐衝撃強度にも優れた薄鋼板とするには、単
に静的強度だけが高い値を示すものでは不十分であるこ
とが判った。このことはまた、単に高歪速度下における
強度、即ち動的強度だけが高い値を示すものを開発する
こと（不経済である）で足りることを意味しておらず、
いわゆる、静的強度と動的強度とがうまく釣り合ってい
ることが必要であるということが判った。すなわち、プ
レス成形性に優れかつ高歪速度下での耐衝撃強度にも優
れた鋼板は、 静動比＝（歪速度 102(s-1) での降伏応力)/ (歪速度10
-3(s-1) での降伏応力) で定義される、静動比が 1.6以上の薄鋼板であれば、自
動車用部品として用いられた場合に、高歪速度下でも軟
鋼板と同等以上の高い強度の歪速度依存性が得られるの
で、自動車車体の安全性向上を軽量化の実現にあわせて
達成することができることが判った。
【０００７】このような知見に基づき発明者らはさら
に、上記静動比におよぼす化学組成,組織ならびに製造
条件の影響を詳細に検討し、以下に述べるような要旨構
成からなる薄鋼板とその製造方法を開発した。すなわ
ち、本発明は、 (1) Ｃ：0.01〜0.10wt％、 Si：1.5 wt％以下、Mn：3.
0 wt％以下、 Ｐ：1.00wt％以下、Ｓ：0.10wt％以
下、 Al：0.10wt％以下、Ｎ：0.0050wt％以下を含
み、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、かつ任意
の断面におけるフェライト結晶粒径Ｆｄ（μｍ）が10〜
50μｍの大きさであって、１個のフェライト結晶粒内に
存在するセメンタイト数Ｃｎ（個）とセメンタイト１個
当たりの面積Ｃａ（μｍ2)およびＦｄとの関係が、下記
式を満足する組織よりなることを特徴とする耐衝撃性に
優れる薄鋼板。 （Ｃｎ×Ｃａ）／Ｆｄ＝0.10〜2.00 (2) Ｃ：0.01〜0.10wt％、 Si：1.5 wt％以下、Mn：3.
0 wt％以下、 Ｐ：1.00wt％以下、Ｓ：0.10wt％以
下、 Al：0.10wt％以下、Ｎ：0.0050wt％以下を含
み、残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼スラブ
を、1250℃以下の温度に加熱して熱間粗圧延を施し、次
いで、 950〜1100℃の温度域に保持して曲げならびに曲
げ戻しの処理を行った後、熱間仕上圧延を施し、その
後、10℃/ 秒以上の冷却速度にて冷却し、 300〜500 ℃
の温度域に１分以上滞留させることにより熱延鋼帯とす
ることを特徴とする耐衝撃性に優れる薄鋼板の製造方
法。 (3) Ｃ：0.01〜0.10wt％、 Si：1.5 wt％以下、Mn：3.
0 wt％以下、 Ｐ：1.00wt％以下、Ｓ：0.10wt％以
下、 Al：0.10wt％以下、Ｎ：0.0050wt％以下を含
み、残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼スラブ
を、1250℃以下の温度に加熱して熱間粗圧延を施し、次
いで 950〜1100℃の温度域に保持して曲げならびに曲げ
戻しの処理を行った後、熱間仕上圧延を施し、冷間圧延
を施してから再結晶温度〜Ａc3変態点の温度域に30秒以
上加熱して、10〜1000℃／秒の冷却速度にて冷却し、そ
の後 300〜500 ℃の温度域に20秒〜10分間滞留させる連
続焼鈍を施して冷延鋼帯とすることを特徴とする耐衝撃
性に優れる薄鋼板の製造方法、である。
に、上記静動比におよぼす化学組成,組織ならびに製造
条件の影響を詳細に検討し、以下に述べるような要旨構
成からなる薄鋼板とその製造方法を開発した。すなわ
ち、本発明は、 (1) Ｃ：0.01〜0.10wt％、 Si：1.5 wt％以下、Mn：3.
0 wt％以下、 Ｐ：1.00wt％以下、Ｓ：0.10wt％以
下、 Al：0.10wt％以下、Ｎ：0.0050wt％以下を含
み、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、かつ任意
の断面におけるフェライト結晶粒径Ｆｄ（μｍ）が10〜
50μｍの大きさであって、１個のフェライト結晶粒内に
存在するセメンタイト数Ｃｎ（個）とセメンタイト１個
当たりの面積Ｃａ（μｍ2)およびＦｄとの関係が、下記
式を満足する組織よりなることを特徴とする耐衝撃性に
優れる薄鋼板。 （Ｃｎ×Ｃａ）／Ｆｄ＝0.10〜2.00 (2) Ｃ：0.01〜0.10wt％、 Si：1.5 wt％以下、Mn：3.
0 wt％以下、 Ｐ：1.00wt％以下、Ｓ：0.10wt％以
下、 Al：0.10wt％以下、Ｎ：0.0050wt％以下を含
み、残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼スラブ
を、1250℃以下の温度に加熱して熱間粗圧延を施し、次
いで、 950〜1100℃の温度域に保持して曲げならびに曲
げ戻しの処理を行った後、熱間仕上圧延を施し、その
後、10℃/ 秒以上の冷却速度にて冷却し、 300〜500 ℃
の温度域に１分以上滞留させることにより熱延鋼帯とす
ることを特徴とする耐衝撃性に優れる薄鋼板の製造方
法。 (3) Ｃ：0.01〜0.10wt％、 Si：1.5 wt％以下、Mn：3.
0 wt％以下、 Ｐ：1.00wt％以下、Ｓ：0.10wt％以
下、 Al：0.10wt％以下、Ｎ：0.0050wt％以下を含
み、残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼スラブ
を、1250℃以下の温度に加熱して熱間粗圧延を施し、次
いで 950〜1100℃の温度域に保持して曲げならびに曲げ
戻しの処理を行った後、熱間仕上圧延を施し、冷間圧延
を施してから再結晶温度〜Ａc3変態点の温度域に30秒以
上加熱して、10〜1000℃／秒の冷却速度にて冷却し、そ
の後 300〜500 ℃の温度域に20秒〜10分間滞留させる連
続焼鈍を施して冷延鋼帯とすることを特徴とする耐衝撃
性に優れる薄鋼板の製造方法、である。
【０００８】
【作用】発明者らは、上述した薄鋼板の成形性や製造特
性を阻害することなく、その静動比を向上させるべく、
まず、Si, Mn, ＮおよびＰを含有させた高強度低炭素鋼
をベースに、静動比に及ぼす冶金学的要因の影響、とく
に化学組成, 組織および製造条件について検討を重ね
た。その結果、まず、化学組成については、鋼中の固
溶Ｃと固溶Ｎをできるだけ減少させられるような合金設
計とすること、また、組織については、フェライト結
晶粒径とセメンタイト数の制御、そして製造条件につ
いては、スラブ加熱温度, 中間加工, 冷却, 焼鈍の各条
件についての吟味が必要であることが判った。
性を阻害することなく、その静動比を向上させるべく、
まず、Si, Mn, ＮおよびＰを含有させた高強度低炭素鋼
をベースに、静動比に及ぼす冶金学的要因の影響、とく
に化学組成, 組織および製造条件について検討を重ね
た。その結果、まず、化学組成については、鋼中の固
溶Ｃと固溶Ｎをできるだけ減少させられるような合金設
計とすること、また、組織については、フェライト結
晶粒径とセメンタイト数の制御、そして製造条件につ
いては、スラブ加熱温度, 中間加工, 冷却, 焼鈍の各条
件についての吟味が必要であることが判った。
【０００９】とくに、自動車用高張力薄鋼板における上
記の静動比が、軟鋼板相当の静動比： 1.6以上を示すよ
うになるには、上記成分組成, 組織ならびに製造条件を
適切なものとすれば、固溶Ｃ, 固溶Ｎを効果的に析出さ
せることができるから、高・低両歪速度下での各強度の
向上に対してとりわけ有効に作用することも判った。以
下に、望ましい上記条件について説明する。
記の静動比が、軟鋼板相当の静動比： 1.6以上を示すよ
うになるには、上記成分組成, 組織ならびに製造条件を
適切なものとすれば、固溶Ｃ, 固溶Ｎを効果的に析出さ
せることができるから、高・低両歪速度下での各強度の
向上に対してとりわけ有効に作用することも判った。以
下に、望ましい上記条件について説明する。
【００１０】さて、本発明薄鋼板を構成する各化学成分
とその含有量は、静動比と同時に成形性向上などのため
に、次のような理由によって限定される。 Ｃ：0.01〜0.10wt％ Ｃ量は、プレス成形性と静動比の両方に優れた鋼板を得
る上で微妙な制御が必要である。その含有量が0.01wt％
未満では、連続焼鈍時に急冷を行っても固溶Ｃの必要な
過飽和度が得られず、そのため過時効処理を施してもフ
ェライト結晶粒内にセメンタイトが析出せず、静動比の
向上が期待できなくなる。一方、0.10wt％超ではプレス
成形性の指標である伸び、ｒ値の低下を招く他、フェラ
イト結晶粒が微細化するとともに、固溶Ｃが結晶粒内で
はなく、粒界に析出しやすくなるので、0.01wt％未満の
場合と同様に必要な過飽和度が得られず、固溶Ｃ量が多
くなって静動比が向上しない。よって、本発明において
は、Ｃ量を0.01〜0.10wt％の範囲内に限定した。
とその含有量は、静動比と同時に成形性向上などのため
に、次のような理由によって限定される。 Ｃ：0.01〜0.10wt％ Ｃ量は、プレス成形性と静動比の両方に優れた鋼板を得
る上で微妙な制御が必要である。その含有量が0.01wt％
未満では、連続焼鈍時に急冷を行っても固溶Ｃの必要な
過飽和度が得られず、そのため過時効処理を施してもフ
ェライト結晶粒内にセメンタイトが析出せず、静動比の
向上が期待できなくなる。一方、0.10wt％超ではプレス
成形性の指標である伸び、ｒ値の低下を招く他、フェラ
イト結晶粒が微細化するとともに、固溶Ｃが結晶粒内で
はなく、粒界に析出しやすくなるので、0.01wt％未満の
場合と同様に必要な過飽和度が得られず、固溶Ｃ量が多
くなって静動比が向上しない。よって、本発明において
は、Ｃ量を0.01〜0.10wt％の範囲内に限定した。
【００１１】Si：1.5 wt％以下 Siは、固溶強化元素であり、高強度鋼板を製造するのに
有効な元素であることから、0.005 wt％以上の添加が望
ましい。しかしながら、1.5 wt％超の含有は中心偏析が
多くなりすぎてプレス成形性を劣化させてしまうことか
ら、Si含有量の上限は 1.5wt％に限定した。
有効な元素であることから、0.005 wt％以上の添加が望
ましい。しかしながら、1.5 wt％超の含有は中心偏析が
多くなりすぎてプレス成形性を劣化させてしまうことか
ら、Si含有量の上限は 1.5wt％に限定した。
【００１２】Mn：3.0 wt％以下 Mnは、赤熱脆性の原因になるＳをMnＳとして固定し、ま
たSiと同様に固溶強化元素であるので、高強度鋼板を製
造するには有効な元素であることから、0.05wt％以上の
添加が望ましい。しかしながら、3.0 wt％超の含有はコ
スト高になる上、中心偏析が多くなりすぎプレス成形性
を劣化させてしまうことから、Mn含有量の上限は3.0 wt
％に限定した。
たSiと同様に固溶強化元素であるので、高強度鋼板を製
造するには有効な元素であることから、0.05wt％以上の
添加が望ましい。しかしながら、3.0 wt％超の含有はコ
スト高になる上、中心偏析が多くなりすぎプレス成形性
を劣化させてしまうことから、Mn含有量の上限は3.0 wt
％に限定した。
【００１３】Ｐ：1.00wt％以下 Ｐは、高強度鋼板を製造する上で有効な元素であること
から、0.005 wt％以上の添加が望ましい。しかしなが
ら、1.0 wt％超の含有は耐２次加工脆性を劣化させてし
まうことから、Ｐ含有量の上限は1.0 wt％に限定した。
から、0.005 wt％以上の添加が望ましい。しかしなが
ら、1.0 wt％超の含有は耐２次加工脆性を劣化させてし
まうことから、Ｐ含有量の上限は1.0 wt％に限定した。
【００１４】Ｓ：0.10wt％以下 Ｓは、化成処理性を向上させる有効な元素であり、それ
故に0.005 wt％以上の添加が望ましい。しかしながら、
0.10wt％超の含有はプレス成形性を劣化させてしまうこ
とから、Ｓの上限は0.10wt％に限定した。
故に0.005 wt％以上の添加が望ましい。しかしながら、
0.10wt％超の含有はプレス成形性を劣化させてしまうこ
とから、Ｓの上限は0.10wt％に限定した。
【００１５】Al：0.10wt％以下 Alは、製鋼段階で脱酸剤として添加され、かつプレス成
形性、耐時効性を劣化させてしまう固溶ＮをAlＮとして
固定するのに有効な元素であることから、少なくとも0.
010 wt％の添加が望ましい。しかしながら、0.10wt％超
の添加はコスト高になることから、Alの上限は0.10wt％
に限定した。
形性、耐時効性を劣化させてしまう固溶ＮをAlＮとして
固定するのに有効な元素であることから、少なくとも0.
010 wt％の添加が望ましい。しかしながら、0.10wt％超
の添加はコスト高になることから、Alの上限は0.10wt％
に限定した。
【００１６】Ｎ：0.0050wt％以下 Ｎは、侵入型固溶元素であり、Ｎが鋼中に固溶した状態
ではプレス成形性、耐時効性の劣化ならびに静動比の向
上が望めないので極力低減する必要がある。また、固溶
Ｎを固定するために高価なAlを多量に添加する必要があ
るので、本発明ではＮの上限を0.0050wt％に限定した。
ではプレス成形性、耐時効性の劣化ならびに静動比の向
上が望めないので極力低減する必要がある。また、固溶
Ｎを固定するために高価なAlを多量に添加する必要があ
るので、本発明ではＮの上限を0.0050wt％に限定した。
【００１７】本発明にかかる薄鋼板は、少なくとも上述
した成分組成の鋼であることが必要であり、その上でさ
らに、以下のような組織を有するものにすることが必要
である。 フェライト結晶粒径（Ｆｄ）：10〜50（μｍ） 鋼中のフェライト結晶粒径が10〜50μｍでなければなら
ない理由は、10μｍ未満では微細なセメンタイトが結晶
粒内に析出しにくくなり、静動比が向上しなくなるから
である。また、このフェライト結晶粒径が50μｍ超の粗
大な結晶粒径では、プレス加工時、鋼板表面に肌荒れが
生じてしまうからである。 １個の結晶粒内のセメンタイト数（Ｃｎ）とセメン
タイト１個当たりの平均面積（Ｃａ）およびＦｄとの関
係, Ｃｎ×Ｃａ／Ｆｄ：0.10〜2.00 Ｃｎ×Ｃａ／Ｆｄが0.10未満では、固溶Ｃ量が多いので
静動比の向上がなく、また、2.00超ではセメンタイトが
過剰に析出しすぎるためプレス成形性が劣化することか
ら、本発明では0.10〜2.00の範囲とした。
した成分組成の鋼であることが必要であり、その上でさ
らに、以下のような組織を有するものにすることが必要
である。 フェライト結晶粒径（Ｆｄ）：10〜50（μｍ） 鋼中のフェライト結晶粒径が10〜50μｍでなければなら
ない理由は、10μｍ未満では微細なセメンタイトが結晶
粒内に析出しにくくなり、静動比が向上しなくなるから
である。また、このフェライト結晶粒径が50μｍ超の粗
大な結晶粒径では、プレス加工時、鋼板表面に肌荒れが
生じてしまうからである。 １個の結晶粒内のセメンタイト数（Ｃｎ）とセメン
タイト１個当たりの平均面積（Ｃａ）およびＦｄとの関
係, Ｃｎ×Ｃａ／Ｆｄ：0.10〜2.00 Ｃｎ×Ｃａ／Ｆｄが0.10未満では、固溶Ｃ量が多いので
静動比の向上がなく、また、2.00超ではセメンタイトが
過剰に析出しすぎるためプレス成形性が劣化することか
ら、本発明では0.10〜2.00の範囲とした。
【００１８】本発明にかかる薄鋼板は、上述した成分組
成と鋼組織を有するものである。このような薄鋼板の製
造に当たっては、少なくとも次のような製造条件の選択
が必要である。 スラブ加熱温度：1250℃以下 スラブ加熱温度を1250℃以下にする理由は、低温でスラ
ブを加熱することにより、連続鋳造後の冷却時に析出し
たAlＮの再固溶が抑制され、最終的に冷延焼鈍板内の固
溶Ｎが減少させるのに必要であるからである。
成と鋼組織を有するものである。このような薄鋼板の製
造に当たっては、少なくとも次のような製造条件の選択
が必要である。 スラブ加熱温度：1250℃以下 スラブ加熱温度を1250℃以下にする理由は、低温でスラ
ブを加熱することにより、連続鋳造後の冷却時に析出し
たAlＮの再固溶が抑制され、最終的に冷延焼鈍板内の固
溶Ｎが減少させるのに必要であるからである。
【００１９】 熱間仕上圧延前のシートバーの高温保
持ならびに曲げ・曲げ戻し処理：本発明にかかる製造方
法においては、熱間仕上圧延前に、シートバーを 950〜
1100℃の高温域に保持し、この温度域において該シート
バーを曲げ, 曲げ戻し処理を行うことが必要である。こ
のような処理を行うことによって析出物が析出しやすく
なり、所定の組織の鋼を得ることができるのである。な
お、この曲げ・曲げ戻し処理における曲げの大きさは、
曲率半径にして、200 〜1000mmが好ましい。また、高温
保持の時間は、操業上、温度低下の問題から10分以内が
望ましい。
持ならびに曲げ・曲げ戻し処理：本発明にかかる製造方
法においては、熱間仕上圧延前に、シートバーを 950〜
1100℃の高温域に保持し、この温度域において該シート
バーを曲げ, 曲げ戻し処理を行うことが必要である。こ
のような処理を行うことによって析出物が析出しやすく
なり、所定の組織の鋼を得ることができるのである。な
お、この曲げ・曲げ戻し処理における曲げの大きさは、
曲率半径にして、200 〜1000mmが好ましい。また、高温
保持の時間は、操業上、温度低下の問題から10分以内が
望ましい。
【００２０】 仕上圧延後の冷却、巻取条件 最終製品が熱延鋼板の場合、仕上圧延後、10℃／秒の冷
却速度で300 〜500 ℃の温度域に冷却する。この理由
は、10℃／秒以上で冷却することにより、鋼中の固溶Ｃ
を過飽和状態にすることができ、かつ 300〜500 ℃に１
分以上滞留させることでセメンタイトが結晶粒内に析出
しやすくするからである。一方、最終製品が冷延鋼板の
場合には、とくに規制はないが、冷間圧延, 焼鈍後の材
質、とくに静動比を向上させるためには、 600℃以上の
巻取り温度とすることが望ましく、とくに熱延板の段階
においてAlＮを十分に析出させておくことが望ましい。
却速度で300 〜500 ℃の温度域に冷却する。この理由
は、10℃／秒以上で冷却することにより、鋼中の固溶Ｃ
を過飽和状態にすることができ、かつ 300〜500 ℃に１
分以上滞留させることでセメンタイトが結晶粒内に析出
しやすくするからである。一方、最終製品が冷延鋼板の
場合には、とくに規制はないが、冷間圧延, 焼鈍後の材
質、とくに静動比を向上させるためには、 600℃以上の
巻取り温度とすることが望ましく、とくに熱延板の段階
においてAlＮを十分に析出させておくことが望ましい。
【００２１】 冷延鋼板を製造する場合の連続焼鈍条
件：この連続焼鈍は、再結晶温度〜Ａc3変態点の温度域
に加熱して行う。この理由は、再結晶温度未満では圧延
組織のためプレス加工を行うのが不可能であり、一方、
Ａc3変態点超では集合組織がランダム化し、プレス加工
性が著しく劣化するからである。この処理において、加
熱後の冷却は、300 〜500 ℃の温度域まで10〜1000℃／
sec の速度で行い、そしてこの温度に20秒以上滞留させ
る。また、保持時間は20秒〜10分間である。このように
限定する理由は、10℃／sec 以上で冷却することにより
鋼中の固溶Ｃを過飽和状態にすることができ、また 300
〜500 ℃に保持することでセメンタイトが結晶粒内に析
出しやすくすることができるからである。すなわち、30
0 ℃未満あるいは 500℃超の温度域ではセメンタイトの
析出が起こりにくく、また1000℃／sec 超の冷却速度お
よび10分超の保持時間は設備的に不可能だからである。
なお、保持時間を20秒以上とする理由は、セメンタイト
が結晶粒内に析出し、固溶Ｃ量を減少させることができ
るからである。
件：この連続焼鈍は、再結晶温度〜Ａc3変態点の温度域
に加熱して行う。この理由は、再結晶温度未満では圧延
組織のためプレス加工を行うのが不可能であり、一方、
Ａc3変態点超では集合組織がランダム化し、プレス加工
性が著しく劣化するからである。この処理において、加
熱後の冷却は、300 〜500 ℃の温度域まで10〜1000℃／
sec の速度で行い、そしてこの温度に20秒以上滞留させ
る。また、保持時間は20秒〜10分間である。このように
限定する理由は、10℃／sec 以上で冷却することにより
鋼中の固溶Ｃを過飽和状態にすることができ、また 300
〜500 ℃に保持することでセメンタイトが結晶粒内に析
出しやすくすることができるからである。すなわち、30
0 ℃未満あるいは 500℃超の温度域ではセメンタイトの
析出が起こりにくく、また1000℃／sec 超の冷却速度お
よび10分超の保持時間は設備的に不可能だからである。
なお、保持時間を20秒以上とする理由は、セメンタイト
が結晶粒内に析出し、固溶Ｃ量を減少させることができ
るからである。
【００２２】
実施例(1) ：熱延鋼板の例 表１に示した成分組成の連続鋳造スラブを、表２に示す
製造条件で処理することにより、熱延鋼帯を製造した。
すなわち、連鋳スラブを1300℃以下で再加熱し、３パス
の粗圧延を行った後、仕上圧延の前にコイルボックスを
利用してシートバーの前後を反転させて熱間圧延を行
い、板厚 2.5mmの熱延板とし、その後冷却速度を変化さ
せて 250〜470 ℃の温度域で巻取ることにより、結晶粒
径およびその結晶粒内のセメンタイトの形態を変化させ
た。これらの熱延板からサンプルを採取し、JIS ５号引
張試験片に加工後、静的引張試験（歪速度：10-3) と動
的引張試験（歪速度：102)を行い、それぞれの降伏強さ
（ＹＰ）を測定し、各鋼板の静動比（動的引張試験での
ＹＰ／静的引張試験でのＹＰ）を求めた。その結果を表
３に示す。この表に示すとおり、本発明の鋼組成および
組織条件を満足する薄鋼板( No１〜３，８〜11) はいず
れも静動比が大きく、耐衝撃性に優れていることが判明
した。
製造条件で処理することにより、熱延鋼帯を製造した。
すなわち、連鋳スラブを1300℃以下で再加熱し、３パス
の粗圧延を行った後、仕上圧延の前にコイルボックスを
利用してシートバーの前後を反転させて熱間圧延を行
い、板厚 2.5mmの熱延板とし、その後冷却速度を変化さ
せて 250〜470 ℃の温度域で巻取ることにより、結晶粒
径およびその結晶粒内のセメンタイトの形態を変化させ
た。これらの熱延板からサンプルを採取し、JIS ５号引
張試験片に加工後、静的引張試験（歪速度：10-3) と動
的引張試験（歪速度：102)を行い、それぞれの降伏強さ
（ＹＰ）を測定し、各鋼板の静動比（動的引張試験での
ＹＰ／静的引張試験でのＹＰ）を求めた。その結果を表
３に示す。この表に示すとおり、本発明の鋼組成および
組織条件を満足する薄鋼板( No１〜３，８〜11) はいず
れも静動比が大きく、耐衝撃性に優れていることが判明
した。
【００２３】
【表１】
【００２４】
【表２】
【００２５】
【表３】
【００２６】実施例(2) ：冷延鋼板の例 表４に示した成分組成の連続鋳造スラブを、表５に示す
製造条件で処理することにより、冷延鋼帯を製造した。
すなわち、まず連鋳スラブを、1300℃以下の温度で再加
熱し、３パスで粗圧延を行った後、仕上圧延の前にコイ
ルボックスを利用してシートバーの前後を反転させて熱
間圧延を行い、板厚3.2 mmの熱延板として 550〜650 ℃
の温度域で巻き取った。この熱延板はその後酸洗してか
ら冷間圧延を施し、板厚0.8 mmの冷延板とした。次い
で、表５に示したような連続焼鈍条件により再結晶焼鈍
を行い、結晶粒径およびその結晶粒内のセメンタイトの
形態を変化させた。圧下率1.0 ％の調質圧延を施した
後、JIS ５号引張試験片に加工し、静的引張試験（歪速
度：10-3) と動的引張試験（歪速度：102)を行い、それ
ぞれの降伏強さ（ＹＰ）を測定し、各鋼板の静動比（動
的引張試験でのＹＰ／静的引張試験でのＹＰ）を求め、
表６に示した。その結果、本発明の鋼組成および組織条
件を満足する薄鋼板はいずれも静動比が大きく、耐衝撃
性に優れていることが判明した。
製造条件で処理することにより、冷延鋼帯を製造した。
すなわち、まず連鋳スラブを、1300℃以下の温度で再加
熱し、３パスで粗圧延を行った後、仕上圧延の前にコイ
ルボックスを利用してシートバーの前後を反転させて熱
間圧延を行い、板厚3.2 mmの熱延板として 550〜650 ℃
の温度域で巻き取った。この熱延板はその後酸洗してか
ら冷間圧延を施し、板厚0.8 mmの冷延板とした。次い
で、表５に示したような連続焼鈍条件により再結晶焼鈍
を行い、結晶粒径およびその結晶粒内のセメンタイトの
形態を変化させた。圧下率1.0 ％の調質圧延を施した
後、JIS ５号引張試験片に加工し、静的引張試験（歪速
度：10-3) と動的引張試験（歪速度：102)を行い、それ
ぞれの降伏強さ（ＹＰ）を測定し、各鋼板の静動比（動
的引張試験でのＹＰ／静的引張試験でのＹＰ）を求め、
表６に示した。その結果、本発明の鋼組成および組織条
件を満足する薄鋼板はいずれも静動比が大きく、耐衝撃
性に優れていることが判明した。
【００２７】
【表４】
【００２８】
【表５】
【００２９】
【表６】
【００３０】
【発明の効果】以上説明したようにこの発明によれば、
成形性に優れると共に、静動比で表わされる耐衝撃特性
に優れた高強度自動車用薄鋼板を得ることができる。
成形性に優れると共に、静動比で表わされる耐衝撃特性
に優れた高強度自動車用薄鋼板を得ることができる。
【図１】変形速度と強度との関係に及ぼす軟鋼と高張力
鋼との影響を示す説明図。
鋼との影響を示す説明図。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 今中 誠 千葉県千葉市中央区川崎町１番地 川崎 製鉄株式会社 技術研究本部内 (72)発明者 加藤 俊之 千葉県千葉市中央区川崎町１番地 川崎 製鉄株式会社 技術研究本部内 (56)参考文献 特開 平７−3382（ＪＰ，Ａ) 特開 昭61−117225（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−93023（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−337026（ＪＰ，Ａ) 特開 平５−9588（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 38/00 - 38/60
Claims (3)
- 【請求項１】Ｃ：0.01〜0.10wt％、 Si：1.5 wt％以
下、 Mn：3.0 wt％以下、 Ｐ：1.00wt％以下、 Ｓ：0.10wt％以下、 Al：0.10wt％以下、 Ｎ：0.0050wt％以下を含み、残部がFeおよび不可避的不
純物からなり、かつ任意の断面におけるフェライト結晶
粒径Ｆｄ（μｍ）が10〜50μｍの大きさであって、１個
のフェライト結晶粒内に存在するセメンタイト数Ｃｎ
（個）とセメンタイト１個当たりの面積Ｃａ（μｍ2)お
よびＦｄとの関係が、下記式を満足する組織よりなるこ
とを特徴とする耐衝撃性に優れる薄鋼板。 （Ｃｎ×Ｃａ）／Ｆｄ＝0.10〜2.00 - 【請求項２】Ｃ：0.01〜0.10wt％、 Si：1.5 wt％以
下、 Mn：3.0 wt％以下、 Ｐ：1.00wt％以下、 Ｓ：0.10wt％以下、 Al：0.10wt％以下、 Ｎ：0.0050wt％以下を含み、残部がFeおよび不可避的不
純物からなる鋼スラブを、1250℃以下の温度に加熱して
熱間粗圧延を施し、次いで、 950〜1100℃の温度域に保
持して曲げならびに曲げ戻しの処理を行った後、熱間仕
上圧延を施し、その後、10℃/ 秒以上の冷却速度にて冷
却し、 300〜500 ℃の温度域に１分以上滞留させること
により熱延鋼帯とすることを特徴とする耐衝撃性に優れ
る薄鋼板の製造方法。 - 【請求項３】Ｃ：0.01〜0.10wt％、 Si：1.5 wt％以
下、 Mn：3.0 wt％以下、 Ｐ：1.00wt％以下、 Ｓ：0.10wt％以下、 Al：0.10wt％以下、 Ｎ：0.0050wt％以下を含み、残部がFeおよび不可避的不
純物からなる鋼スラブを、1250℃以下の温度に加熱して
熱間粗圧延を施し、次いで 950〜1100℃の温度域に保持
して曲げならびに曲げ戻しの処理を行った後、熱間仕上
圧延を施し、冷間圧延を施してから再結晶温度〜Ａc3変
態点の温度域に30秒以上加熱して、10〜1000℃／秒の冷
却速度にて冷却し、その後 300〜500 ℃の温度域に20秒
〜10分間滞留させる連続焼鈍を施して冷延鋼帯とするこ
とを特徴とする耐衝撃性に優れる薄鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP15074493A JP3288483B2 (ja) | 1993-06-22 | 1993-06-22 | 耐衝撃性に優れる薄鋼板およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP15074493A JP3288483B2 (ja) | 1993-06-22 | 1993-06-22 | 耐衝撃性に優れる薄鋼板およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH073381A JPH073381A (ja) | 1995-01-06 |
| JP3288483B2 true JP3288483B2 (ja) | 2002-06-04 |
Family
ID=15503474
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP15074493A Expired - Lifetime JP3288483B2 (ja) | 1993-06-22 | 1993-06-22 | 耐衝撃性に優れる薄鋼板およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3288483B2 (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6590389B1 (en) | 1998-08-07 | 2003-07-08 | Asahi Kasei Kogyo Kabushiki Kaisha | Magnetic sensor, magnetic sensor apparatus, semiconductor magnetic resistance apparatus, and production method thereof |
| CN103316915A (zh) * | 2013-06-24 | 2013-09-25 | 东北大学 | 一种宽幅镁合金板材的制备方法 |
| CN105543648A (zh) * | 2015-12-15 | 2016-05-04 | 安徽楚江特钢有限公司 | 一种高强度微钢合金的生产工艺 |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP2039791B1 (en) | 2006-06-01 | 2011-07-06 | Honda Motor Co., Ltd. | High-strength steel sheet and process for producing the same |
-
1993
- 1993-06-22 JP JP15074493A patent/JP3288483B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6590389B1 (en) | 1998-08-07 | 2003-07-08 | Asahi Kasei Kogyo Kabushiki Kaisha | Magnetic sensor, magnetic sensor apparatus, semiconductor magnetic resistance apparatus, and production method thereof |
| CN103316915A (zh) * | 2013-06-24 | 2013-09-25 | 东北大学 | 一种宽幅镁合金板材的制备方法 |
| CN103316915B (zh) * | 2013-06-24 | 2015-05-13 | 东北大学 | 一种宽幅镁合金板材的制备方法 |
| CN105543648A (zh) * | 2015-12-15 | 2016-05-04 | 安徽楚江特钢有限公司 | 一种高强度微钢合金的生产工艺 |
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH073381A (ja) | 1995-01-06 |
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