JP3352938B2 - 耐衝撃特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
耐衝撃特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法Info
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Description
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明が属する技術分野】本発明は主としてプレス成形
等の加工が施されて自動車用部品とされる自動車用薄鋼
板に関し、特に自動車が走行中に万一衝突した場合に優
れた耐衝撃性が求められる部品の素材鋼板として好適な
高強度熱延鋼板に関する。
等の加工が施されて自動車用部品とされる自動車用薄鋼
板に関し、特に自動車が走行中に万一衝突した場合に優
れた耐衝撃性が求められる部品の素材鋼板として好適な
高強度熱延鋼板に関する。
【０００２】
【従来の技術】従来、自動車用鋼板は軽量化や安全対策
のために、様々な高強度化が図られてきた。その中に
は、鋼板に加工性を付与するフェライト相と、高強度を
付与する低温変態生成物であるベイナイト相やマルテン
サイト相を生成させて、加工性と高強度化の両立を図っ
た高強度鋼板がある。例えば、特開平６−２４０３５６
号公報や特開平３−１８０４２６号公報には、フエライ
ト相に加えてベイナイト相を生成させて加工性と高強度
を付与した高強度鋼板が開示されている。また、特開平
３−４６５４０号公報や特開平２−１２１８号公報に
は、同様にフェライト相に加えてマルテンサイト相を生
成させて加工性と高強度を付与した高強度鋼板が開示さ
れている。
のために、様々な高強度化が図られてきた。その中に
は、鋼板に加工性を付与するフェライト相と、高強度を
付与する低温変態生成物であるベイナイト相やマルテン
サイト相を生成させて、加工性と高強度化の両立を図っ
た高強度鋼板がある。例えば、特開平６−２４０３５６
号公報や特開平３−１８０４２６号公報には、フエライ
ト相に加えてベイナイト相を生成させて加工性と高強度
を付与した高強度鋼板が開示されている。また、特開平
３−４６５４０号公報や特開平２−１２１８号公報に
は、同様にフェライト相に加えてマルテンサイト相を生
成させて加工性と高強度を付与した高強度鋼板が開示さ
れている。
【０００３】近年では、加工性のみならず、耐衝撃性に
優れた様々な鋼板が提案されている。例えば、特開平７
−１８３７２号公報や特開平４−２３５２５３号公報に
は主要な組織をフェライト相やベイナイト相とし、さら
にこれらとは別に残留γを組織中に加えて耐衝撃特性を
向上させた高強度鋼板が開示されている。
優れた様々な鋼板が提案されている。例えば、特開平７
−１８３７２号公報や特開平４−２３５２５３号公報に
は主要な組織をフェライト相やベイナイト相とし、さら
にこれらとは別に残留γを組織中に加えて耐衝撃特性を
向上させた高強度鋼板が開示されている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、上記高
強度鋼板はいずれも引張強度が９００Ｎ／mm2 未満であ
り、十分な高強度化が図られているとは言えず、より高
強度化が求められている。
強度鋼板はいずれも引張強度が９００Ｎ／mm2 未満であ
り、十分な高強度化が図られているとは言えず、より高
強度化が求められている。
【０００５】また、耐衝撃性が改善されたとはいって
も、特開平４−２３５２５３号公報の実施例に記載され
ているように、低温における落下衝突による割れの発
生、つまり低温におけるクラックの発生伝搬は低減でき
ても、実際の自動車の衝突の際に引き起こされる高速変
形時の衝撃エネルギーの吸収特性は特に良いわけではな
かった。
も、特開平４−２３５２５３号公報の実施例に記載され
ているように、低温における落下衝突による割れの発
生、つまり低温におけるクラックの発生伝搬は低減でき
ても、実際の自動車の衝突の際に引き起こされる高速変
形時の衝撃エネルギーの吸収特性は特に良いわけではな
かった。
【０００６】本発明はかかる問題に鑑みなされたもの
で、引張強度が９００Ｎ／mm2 以上で、しかも加工性お
よび高速変形時の耐衝撃性が良好な高強度熱延鋼板を提
供するものである。
で、引張強度が９００Ｎ／mm2 以上で、しかも加工性お
よび高速変形時の耐衝撃性が良好な高強度熱延鋼板を提
供するものである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】自動車衝突時の衝撃を抑
えるためには、部材の圧壊により吸収されるエネルギー
（衝撃吸収エネルギー）が大きいことが必要である。本
発明者らの研究により、前記衝撃吸収エネルギーの大小
は高速引張試験（歪み速度≧１００ｓ-1）により得られ
た応力−歪み曲線において歪みがおよそ０〜５％までの
単位体積当たりの吸収エネルギーにより左右されること
が知見されており、この吸収エネルギーを高めるために
は、単に高強度化しただけでは不十分であり、部材を構
成する素材鋼板のミクロ組織を特定のものにする必要が
あることが見出され、本発明を完成させるに至った。
えるためには、部材の圧壊により吸収されるエネルギー
（衝撃吸収エネルギー）が大きいことが必要である。本
発明者らの研究により、前記衝撃吸収エネルギーの大小
は高速引張試験（歪み速度≧１００ｓ-1）により得られ
た応力−歪み曲線において歪みがおよそ０〜５％までの
単位体積当たりの吸収エネルギーにより左右されること
が知見されており、この吸収エネルギーを高めるために
は、単に高強度化しただけでは不十分であり、部材を構
成する素材鋼板のミクロ組織を特定のものにする必要が
あることが見出され、本発明を完成させるに至った。
【０００８】すなわち、引張強度を９００Ｎ／mm2 以上
とするためにはベイナイト相を８５面積％以上とするこ
とが必要であり、さらにベイナイト相以外の残部に０．
５面積％以上のマルテンサイト相を生成させる。これに
より、高速変形（自動車衝突時の変形に相当する歪み速
度１００ｓ-1以上の変形）時の歪み５％までの衝撃吸収
エネルギーが残部にマルテンサイトを全く含まない場合
よりも大きくなる。
とするためにはベイナイト相を８５面積％以上とするこ
とが必要であり、さらにベイナイト相以外の残部に０．
５面積％以上のマルテンサイト相を生成させる。これに
より、高速変形（自動車衝突時の変形に相当する歪み速
度１００ｓ-1以上の変形）時の歪み５％までの衝撃吸収
エネルギーが残部にマルテンサイトを全く含まない場合
よりも大きくなる。
【０００９】本発明の高強度熱延鋼板の組織についてさ
らに詳説する。本発明鋼板はＴｉやＮｂなどの析出強化
を利用することなく、熱延ままで、フェライト組織に比
べて強度の高いベイナイト相を主体とすることで９００
Ｎ／mm2 以上の引張強度が得られる。このため、主体と
なるベイナイト相は面積率で８５％以上、好ましくは９
０％以上とする。
らに詳説する。本発明鋼板はＴｉやＮｂなどの析出強化
を利用することなく、熱延ままで、フェライト組織に比
べて強度の高いベイナイト相を主体とすることで９００
Ｎ／mm2 以上の引張強度が得られる。このため、主体と
なるベイナイト相は面積率で８５％以上、好ましくは９
０％以上とする。
【００１０】また、加工時の変形モード（低速変形）で
はベイナイト相中にマルテンサイトが存在しないと降伏
比（ＹＲ）が上昇し、加工性（加工後の形状凍結性）が
劣化する。これに対して、ベイナイト相中にマルテンサ
イトがわずかでも含まれると降伏比が低下し、形状凍結
性が良好となる。一方、高速変形モードでの耐衝撃性に
は、主相であるベイナイトが主に寄与するが、さらにベ
イナイト相中にごくわずかであってもマルテンサイトが
存在すると、マルテンサイトが非常に硬質なため、隣接
するベイナイト相中の転位密度の上昇が加速されて、高
速変形時の降伏強度などが増大し、衝撃吸収エネルギー
が増加する。以上のマルテンサイト相の作用を有効なら
しめるには、面積率で全組織に対して０．５％以上、好
ましくは１．０％以上は必要である。かかる組織とする
ことにより降伏比も７５％以下に低下させることがで
き、加工性も向上する。なお、ベイナイト相およびマル
テンサイト相以外の部分は、実質的にフェライトで形成
される。ただし、上記各相以外に残留オーステナイトが
含まれてもよい。残留オーステナイトは加工時にマルテ
ンサイトに変態し実質上、加工前から存在するマルテン
サイトと同様の働きをする。
はベイナイト相中にマルテンサイトが存在しないと降伏
比（ＹＲ）が上昇し、加工性（加工後の形状凍結性）が
劣化する。これに対して、ベイナイト相中にマルテンサ
イトがわずかでも含まれると降伏比が低下し、形状凍結
性が良好となる。一方、高速変形モードでの耐衝撃性に
は、主相であるベイナイトが主に寄与するが、さらにベ
イナイト相中にごくわずかであってもマルテンサイトが
存在すると、マルテンサイトが非常に硬質なため、隣接
するベイナイト相中の転位密度の上昇が加速されて、高
速変形時の降伏強度などが増大し、衝撃吸収エネルギー
が増加する。以上のマルテンサイト相の作用を有効なら
しめるには、面積率で全組織に対して０．５％以上、好
ましくは１．０％以上は必要である。かかる組織とする
ことにより降伏比も７５％以下に低下させることがで
き、加工性も向上する。なお、ベイナイト相およびマル
テンサイト相以外の部分は、実質的にフェライトで形成
される。ただし、上記各相以外に残留オーステナイトが
含まれてもよい。残留オーステナイトは加工時にマルテ
ンサイトに変態し実質上、加工前から存在するマルテン
サイトと同様の働きをする。
【００１１】なお、主相がフェライトの場合、その残部
にマルテンサイトが存在しても、フェライトが軟質なた
め高速変形モードで本発明鋼板のような高降伏強度を得
ることはできない。ベイナイト主相中にマルテンサイト
が含まれることで、形状凍結性と高速変形時での耐衝撃
特性の向上を図ることが可能となる。
にマルテンサイトが存在しても、フェライトが軟質なた
め高速変形モードで本発明鋼板のような高降伏強度を得
ることはできない。ベイナイト主相中にマルテンサイト
が含まれることで、形状凍結性と高速変形時での耐衝撃
特性の向上を図ることが可能となる。
【００１２】次に、本発明鋼板の成分限定理由について
説明する。以下、元素の単位は重量％である。
説明する。以下、元素の単位は重量％である。
【００１３】Ｃ：０．１０〜０．２０％ Ｃは低温変態生成物を生成させるために必要な元素であ
り、必要なベイナイト組織を得、９００Ｎ／mm2 以上の
引張強度を得るためには、０．１０％以上が必要であ
る。一方、０．２０％を越えると、たとえ９００Ｎ／mm
2 を超える強度を得ても、加工性か劣化して、溶接性や
耐遅れ破壊特性を劣化させるので、上限を０．２０％と
する。
り、必要なベイナイト組織を得、９００Ｎ／mm2 以上の
引張強度を得るためには、０．１０％以上が必要であ
る。一方、０．２０％を越えると、たとえ９００Ｎ／mm
2 を超える強度を得ても、加工性か劣化して、溶接性や
耐遅れ破壊特性を劣化させるので、上限を０．２０％と
する。
【００１４】Ｓｉ：２．０％以下 Ｓｉは鋼を固溶強化する元素であり、必要強度に応じて
添加される。ただし、２．０％を超えて添加すると、表
面欠陥が生じやすくなり、酸洗性や塗装性等を劣化させ
るので、上限を２．０％とする。
添加される。ただし、２．０％を超えて添加すると、表
面欠陥が生じやすくなり、酸洗性や塗装性等を劣化させ
るので、上限を２．０％とする。
【００１５】Ｍｎ：０．５〜２．５％ Ｍｎは焼入性を向上させ、ベイナイト、マルテンサイト
を生じ易くする。９００Ｎ／mm2 以上の引張強度を得る
ためには０．５％以上必要であり、一方２．５％を超え
て添加すると耐遅れ破壊性の劣化を招くため、下限を
０．５％、上限を２．５％とする。
を生じ易くする。９００Ｎ／mm2 以上の引張強度を得る
ためには０．５％以上必要であり、一方２．５％を超え
て添加すると耐遅れ破壊性の劣化を招くため、下限を
０．５％、上限を２．５％とする。
【００１６】Ｐ：０．０１５％以下 ＰもＳｉと同様に鋼に固溶して強度を高める元素であ
る。しかし、過度に添加した場合には粒界に偏析し、加
工性を劣化させる。このため、本発明では０．０１５％
以下に止める。
る。しかし、過度に添加した場合には粒界に偏析し、加
工性を劣化させる。このため、本発明では０．０１５％
以下に止める。
【００１７】Ｓ：０．０１％以下 ＳはＭｎＳなどの介在物を生成して加工性を劣化させ
る。後述するようにＣａの添加により、加工性の阻害要
因であるＳ介在物の形態を制御することができ、これに
より加工性の劣化を防止することができるが、その場合
でもＳ量を０．０１％以下に抑える必要がある。このた
め、Ｓ量の上限を０．０１％とする。
る。後述するようにＣａの添加により、加工性の阻害要
因であるＳ介在物の形態を制御することができ、これに
より加工性の劣化を防止することができるが、その場合
でもＳ量を０．０１％以下に抑える必要がある。このた
め、Ｓ量の上限を０．０１％とする。
【００１８】Ａｌ：０．０２〜０．１０％ Ａｌは脱酸のため０．０２％以上を添加するが、過多の
添加は表面性状を劣化させるので、その上限を０．１０
％とする。
添加は表面性状を劣化させるので、その上限を０．１０
％とする。
【００１９】Ｃｒ：０．４〜１．５％ Ｃｒは最も重要な元素であり、熱延終了後の冷却中にフ
ェライト組織の生成を抑制し、ベイナイト組織を生じ易
くする。この効果を得るためには、少なくともＣｒ量は
０．４％以上、好ましくは０．５％以上必要であり、一
方、経済性を考慮して上限を１．５％とする。
ェライト組織の生成を抑制し、ベイナイト組織を生じ易
くする。この効果を得るためには、少なくともＣｒ量は
０．４％以上、好ましくは０．５％以上必要であり、一
方、経済性を考慮して上限を１．５％とする。
【００２０】本発明鋼板の成分は上記主成分のほか、残
部Ｆｅおよび不可避的不純物からなるが、本発明の特徴
と損なうことなく、さらに特性を向上させる成分の添加
を妨げるものではなく、例えば前記主成分のほか、下記
Ｍｏ、Ｂ、Ｎｉ、Ｃａのうちの１種以上を選択的に添加
することができ、具体的には下記(1) 、(2) 、(3) の鋼
組成とすることができる。(1) 主成分のほか、さらにＭ
ｏ：１．０％以下、Ｂ：０．００５０％以下の１種以
上。(2) 主成分又は上記(1) の成分のほか、さらにＮ
ｉ：２．０％以下。(3) 主成分、上記(1) 又は(2) の成
分のほか、さらにＣａ：０．００５０％以下。
部Ｆｅおよび不可避的不純物からなるが、本発明の特徴
と損なうことなく、さらに特性を向上させる成分の添加
を妨げるものではなく、例えば前記主成分のほか、下記
Ｍｏ、Ｂ、Ｎｉ、Ｃａのうちの１種以上を選択的に添加
することができ、具体的には下記(1) 、(2) 、(3) の鋼
組成とすることができる。(1) 主成分のほか、さらにＭ
ｏ：１．０％以下、Ｂ：０．００５０％以下の１種以
上。(2) 主成分又は上記(1) の成分のほか、さらにＮ
ｉ：２．０％以下。(3) 主成分、上記(1) 又は(2) の成
分のほか、さらにＣａ：０．００５０％以下。
【００２１】Ｍｏ：１．０％以下、Ｂ：０．００５０％
以下 Ｍｏ、ＢはＣｒと同様にフェライト変態を抑制してベイ
ナイト変態を促進し、より緩冷却や高い巻取温度におい
てもベイナイト組織を生成し易くする。また、Ｍｏは固
溶強化により、高強度を達成し易くする。かかる効果を
得るには、Ｍｏを０．１％以上添加することが好ましい
が、１．０％を超えて添加してもこの効果は飽和するた
め、経済性を考慮して上限を１．０％とする。また、Ｂ
は数ppm程度のごく微量でその効果を発揮するが、０．
００５０％を超えて添加してもその効果が飽和するた
め、経済性を考慮して上限を０．００５０％とする。
以下 Ｍｏ、ＢはＣｒと同様にフェライト変態を抑制してベイ
ナイト変態を促進し、より緩冷却や高い巻取温度におい
てもベイナイト組織を生成し易くする。また、Ｍｏは固
溶強化により、高強度を達成し易くする。かかる効果を
得るには、Ｍｏを０．１％以上添加することが好ましい
が、１．０％を超えて添加してもこの効果は飽和するた
め、経済性を考慮して上限を１．０％とする。また、Ｂ
は数ppm程度のごく微量でその効果を発揮するが、０．
００５０％を超えて添加してもその効果が飽和するた
め、経済性を考慮して上限を０．００５０％とする。
【００２２】Ｎｉ：２．０％以下 Ｎｉは強度やベイナイト変態には特に影響を与えない
が、遅れ破壊を改善する効果がある。しかし、２．０％
を超えて添加しても、その効果が飽和するため２．０％
以下に止める。
が、遅れ破壊を改善する効果がある。しかし、２．０％
を超えて添加しても、その効果が飽和するため２．０％
以下に止める。
【００２３】Ｃａ：０．００５０％以下 ＣａはＳなどによって生成する介在物の形態を制御し
て、加工性を向上させる元素である。０．００５０％以
下であれば、本発明の効果を損なうことなく、加工性を
向上することができるため、上限を０．００５０％とす
る。
て、加工性を向上させる元素である。０．００５０％以
下であれば、本発明の効果を損なうことなく、加工性を
向上することができるため、上限を０．００５０％とす
る。
【００２４】次に、本発明の製造方法について説明す
る。本発明の製造方法は、前記成分の鋼片を加熱後に熱
間圧延を行い、仕上圧延をＡr3点以上で終了し、熱延終
了から巻取りまでの平均冷却速度を５０℃／ｓ以上で冷
却し、３５０〜５００℃にて巻取るものである。
る。本発明の製造方法は、前記成分の鋼片を加熱後に熱
間圧延を行い、仕上圧延をＡr3点以上で終了し、熱延終
了から巻取りまでの平均冷却速度を５０℃／ｓ以上で冷
却し、３５０〜５００℃にて巻取るものである。
【００２５】鋼片加熱温度については各元素が固溶する
に必要な温度、通常１０００℃以上であればよい。仕上
圧延をオーステナイト単相域にて終了するのは、圧延中
にフェライトが生成するのを防止するためである。圧延
終了後、直ちに７０℃／ｓ以上で冷却することで、ベイ
ナイトを主体とした焼入れ状組織を得ることができ、ベ
イナイト相以外にマルテンサイトを必ず含むようにな
る。巻取温度については、５００℃を超えると一部でパ
ーライトが生成し、冷却中に生成したマルテンサイトが
軟化するため好ましくない。一方、３５０℃未満になる
とベイナイトが生成せず、大半がマルテンサイトにな
り、本発明の所定の組織を得ることができない。
に必要な温度、通常１０００℃以上であればよい。仕上
圧延をオーステナイト単相域にて終了するのは、圧延中
にフェライトが生成するのを防止するためである。圧延
終了後、直ちに７０℃／ｓ以上で冷却することで、ベイ
ナイトを主体とした焼入れ状組織を得ることができ、ベ
イナイト相以外にマルテンサイトを必ず含むようにな
る。巻取温度については、５００℃を超えると一部でパ
ーライトが生成し、冷却中に生成したマルテンサイトが
軟化するため好ましくない。一方、３５０℃未満になる
とベイナイトが生成せず、大半がマルテンサイトにな
り、本発明の所定の組織を得ることができない。
【００２６】
【実施例】表１に示す化学成分を有する鋼を溶製した
後、スラブとし、表２に示す様々の熱間圧延条件により
熱間圧延を行い、板厚２．０mmの熱延鋼板を得た。
後、スラブとし、表２に示す様々の熱間圧延条件により
熱間圧延を行い、板厚２．０mmの熱延鋼板を得た。
【００２７】
【表１】
【００２８】得られた熱延鋼板から組織観察用のサンプ
ルを取り、断面を顕微鏡観察してベイナイト相の面積率
を調べた。また、Ｘ線回折にて全組織に対するマルテン
サイトの面積率を調べた。これらの調査結果および機械
的性質の調査結果を表２に示す。また、試料No. １〜１
２について、ベイナイト相の量と引張強度、降伏比との
関係を整理したグラフを図１及び図２に示す。
ルを取り、断面を顕微鏡観察してベイナイト相の面積率
を調べた。また、Ｘ線回折にて全組織に対するマルテン
サイトの面積率を調べた。これらの調査結果および機械
的性質の調査結果を表２に示す。また、試料No. １〜１
２について、ベイナイト相の量と引張強度、降伏比との
関係を整理したグラフを図１及び図２に示す。
【００２９】
【表２】
【００３０】前記熱延鋼板を用いて、図５に示す衝撃圧
壊試験部材を製作した。この試験部材は横断面がハット
形の本体１を曲げ加工により製作後、開口部に同材質の
鋼板からなる平板２を付設して、本体１の開口縁に形成
されたフランジ部にて長手方向に５０mmピッチでスポッ
ト溶接し、さらに長手方向の両端に端板３，３を溶接し
たものである。同図の数字は寸法（mm）を示す。
壊試験部材を製作した。この試験部材は横断面がハット
形の本体１を曲げ加工により製作後、開口部に同材質の
鋼板からなる平板２を付設して、本体１の開口縁に形成
されたフランジ部にて長手方向に５０mmピッチでスポッ
ト溶接し、さらに長手方向の両端に端板３，３を溶接し
たものである。同図の数字は寸法（mm）を示す。
【００３１】前記衝撃圧壊試験部材を用いて高速変形時
の衝撃吸収エネルギーを測定した。図６は測定に用いた
衝撃圧壊試験装置であり、ベースプレート１０にはガイ
ド柱１２が立設され、該ガイド柱１２に落錘１３が上下
移動自在に設けられ、落錘１３はガイド柱１２の上部に
て切離し装置１４により着脱自在に支持されている。該
切離し装置１４は電動ウインチ１５によって上下移動自
在にとされ、落錘１３を所定の落下高さに支持してい
る。一方、前記ガイド柱１２の基部には基台１１が備え
られ、該基台１１の内部には落錘１３の中心線上にロー
ドセル１６が設けられ、その上に前記衝撃圧壊試験部材
１７が立設されている。また、基台１１の上部には衝撃
吸収用パイプ１８が載置されている。
の衝撃吸収エネルギーを測定した。図６は測定に用いた
衝撃圧壊試験装置であり、ベースプレート１０にはガイ
ド柱１２が立設され、該ガイド柱１２に落錘１３が上下
移動自在に設けられ、落錘１３はガイド柱１２の上部に
て切離し装置１４により着脱自在に支持されている。該
切離し装置１４は電動ウインチ１５によって上下移動自
在にとされ、落錘１３を所定の落下高さに支持してい
る。一方、前記ガイド柱１２の基部には基台１１が備え
られ、該基台１１の内部には落錘１３の中心線上にロー
ドセル１６が設けられ、その上に前記衝撃圧壊試験部材
１７が立設されている。また、基台１１の上部には衝撃
吸収用パイプ１８が載置されている。
【００３２】試験条件は落錘１３の重量を約２００kgと
し、落錘１３の衝突時の速度が５０km／h （１４ｍ／se
c ）となるように落下高さ（落錘下端から試験部材上端
までの距離）を１１．３ｍに調節した。この試験装置に
より、圧壊による歪み−応力特性を調査し、試験部材に
落錘が衝突してから１５０mm変位するまでの衝撃吸収エ
ネルギーを求め、この値によって高速変形時の耐衝撃特
性を評価した。試験結果を表２に併せて示す。また、試
料No. １〜１２について、衝撃吸収エネルギーに対する
ベイナイト面積率およびマルテンサイト（Ｍ）の有無、
並びに熱延後の冷却速度およびマルテンサイト（Ｍ）の
有無との関係を整理したグラフを図３及び図４に示す。
し、落錘１３の衝突時の速度が５０km／h （１４ｍ／se
c ）となるように落下高さ（落錘下端から試験部材上端
までの距離）を１１．３ｍに調節した。この試験装置に
より、圧壊による歪み−応力特性を調査し、試験部材に
落錘が衝突してから１５０mm変位するまでの衝撃吸収エ
ネルギーを求め、この値によって高速変形時の耐衝撃特
性を評価した。試験結果を表２に併せて示す。また、試
料No. １〜１２について、衝撃吸収エネルギーに対する
ベイナイト面積率およびマルテンサイト（Ｍ）の有無、
並びに熱延後の冷却速度およびマルテンサイト（Ｍ）の
有無との関係を整理したグラフを図３及び図４に示す。
【００３３】図１〜図４および表２より、引張強度はマ
ルテンサイト相の有無にかからわず、ベイナイト面積率
が８５％以上で９００Ｎ／mm2 以上の強度が得られてい
ることがわかる。また、形状凍結性（加工性）に影響の
ある降伏比および衝撃吸収エネルギーについてはベイナ
イト相を８５％以上としても、マルテンサイトの有無に
より良否は別れ、マルテンサイト相が０．５％以上の場
合に降伏比の低下、衝撃吸収エネルギーの向上が認めら
れる。
ルテンサイト相の有無にかからわず、ベイナイト面積率
が８５％以上で９００Ｎ／mm2 以上の強度が得られてい
ることがわかる。また、形状凍結性（加工性）に影響の
ある降伏比および衝撃吸収エネルギーについてはベイナ
イト相を８５％以上としても、マルテンサイトの有無に
より良否は別れ、マルテンサイト相が０．５％以上の場
合に降伏比の低下、衝撃吸収エネルギーの向上が認めら
れる。
【００３４】
【発明の効果】本発明の高強度熱延鋼板によれば、９０
０Ｎ／mm2 以上の引張強度を有しながら、良好な形状凍
結性（加工性）を有するとともに、高速変形時の耐衝撃
性に優れ、特に衝突時の耐衝撃性が要求される自動車用
部品の素材高強度鋼板として好適である。
０Ｎ／mm2 以上の引張強度を有しながら、良好な形状凍
結性（加工性）を有するとともに、高速変形時の耐衝撃
性に優れ、特に衝突時の耐衝撃性が要求される自動車用
部品の素材高強度鋼板として好適である。
【図１】実施例における引張強度とベイナイト量との関
係を示すグラフ図である。
係を示すグラフ図である。
【図２】実施例における降伏比に対するベイナイト量お
よびマルテンサイト（Ｍ）の有無との関係を示すグラフ
図である。
よびマルテンサイト（Ｍ）の有無との関係を示すグラフ
図である。
【図３】実施例における衝撃吸収エネルギーに対するベ
イナイト量およびマルテンサイト（Ｍ）の有無との関係
を示すグラフ図である。
イナイト量およびマルテンサイト（Ｍ）の有無との関係
を示すグラフ図である。
【図４】実施例における衝撃吸収エネルギーに対する熱
延後の冷却速度とマルテンサイト（Ｍ）の有無との関係
を示すグラフ図である。
延後の冷却速度とマルテンサイト（Ｍ）の有無との関係
を示すグラフ図である。
【図５】実施例で用いた衝撃圧壊試験部材の構造図であ
り、（ａ）は斜視図、（ｂ）はＡ線断面図である。
り、（ａ）は斜視図、（ｂ）はＡ線断面図である。
【図６】衝撃圧壊試験装置の全体説明図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 平11−80890（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−272155（ＪＰ，Ａ) 特開 平６−145894（ＪＰ，Ａ) 特開 平５−222450（ＪＰ，Ａ) 特開 昭62−93006（ＪＰ，Ａ) 特開 平５−247589（ＪＰ，Ａ) 特開 平６−240356（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 38/00 - 38/60
Claims (4)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ ：０．１０〜０．２０％、 Ｓｉ：２．０％以下、 Ｍｎ：０．５〜２．５％、 Ｐ ：０．０１５％以下、 Ｓ ：０．０１％以下、 Ａｌ：０．０２〜０．１０％、 Ｃｒ：０．４〜１．５％、 を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、熱延
ままで、面積率で、８５％以上のベイナイト相と、０．
５％以上のマルテンサイト相を含むミクロ組織を有し、
引張強度が９００Ｎ／mm2 以上である耐衝撃特性に優れ
た高強度熱延鋼板。 - 【請求項２】 請求項１に記載した成分に加えて、さら
に重量％で、 Ｍｏ：１．０％以下、 Ｂ ：０．００５％以下、 Ｎｉ：２．０％以下、 Ｃａ：０．００５０％以下 の内１種以上を含有する請求項２に記載した高強度熱延
鋼板。 - 【請求項３】 降伏比が７５％以下である加工性に優れ
た請求項１又は２に記載した高強度熱延鋼板。 - 【請求項４】 請求項１又は２に記載した成分を有する
鋼を加熱後、熱間圧延を行い、仕上圧延をＡr3点以上で
終了し、熱延終了から巻取りまでの平均冷却速度を７０
℃／ｓ以上で冷却し、３５０〜５００℃にて巻取る耐衝
撃特性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
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|---|---|---|---|
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ID=14063503
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|---|---|---|---|
| JP09276498A Expired - Fee Related JP3352938B2 (ja) | 1998-03-19 | 1998-03-19 | 耐衝撃特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
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|---|---|
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-
1998
- 1998-03-19 JP JP09276498A patent/JP3352938B2/ja not_active Expired - Fee Related
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