JP3401427B2 - 耐衝撃性に優れた高強度鋼板 - Google Patents
耐衝撃性に優れた高強度鋼板Info
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Description
【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】さらに、例えば特開昭６０−４３４２５号
公報に開示されているように、フェライト、ベイナイ
ト、マルテンサイトの外に残留γを導入して高強度化に
伴う加工性劣化を防止する技術も提案されている。
公報に開示されているように、フェライト、ベイナイ
ト、マルテンサイトの外に残留γを導入して高強度化に
伴う加工性劣化を防止する技術も提案されている。
【０００４】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。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、単にベ
イナイト相を主相とし、さらに残留γを加えても特開平
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突衝
撃エネルギーの吸収特性は特に良いわけではなかった。
イナイト相を主相とし、さらに残留γを加えても特開平
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突衝
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、プレス成形性が良好で、しかも高速変形時における
耐衝撃性に優れた高強度鋼板を提供するものである。
で、プレス成形性が良好で、しかも高速変形時における
耐衝撃性に優れた高強度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】本発明者らの調査の結
果、自動車の衝突においては鋼板部材が最終的に圧壊し
た場合、耐衝撃性に対して素材鋼板としてはわずかに塑
性変形したところの特性が重要であることがわかった。
言い換えると、自動車での衝突による破壊や衝撃の特性
は、低温における鋼板のクラックの発生や伝搬特性には
無関係であり、具体的には高速変形モードにおける衝撃
吸収エネルギーは高速引張試験（歪み速度≧１００
ｓ-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の
大小によって影響されることがわかった。この吸収エネ
ルギーを高めるためには、素材鋼板の組織を単にベイナ
イト相を主相とし、残留γを加えただけでは不十分であ
り、発明者らによる研究の結果、特定の組織にする必要
が知見された。
果、自動車の衝突においては鋼板部材が最終的に圧壊し
た場合、耐衝撃性に対して素材鋼板としてはわずかに塑
性変形したところの特性が重要であることがわかった。
言い換えると、自動車での衝突による破壊や衝撃の特性
は、低温における鋼板のクラックの発生や伝搬特性には
無関係であり、具体的には高速変形モードにおける衝撃
吸収エネルギーは高速引張試験（歪み速度≧１００
ｓ-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の
大小によって影響されることがわかった。この吸収エネ
ルギーを高めるためには、素材鋼板の組織を単にベイナ
イト相を主相とし、残留γを加えただけでは不十分であ
り、発明者らによる研究の結果、特定の組織にする必要
が知見された。
【０００８】すなわち、本発明者らは、高速変形モー
ド（歪み速度１００ｓ-1以上）で降伏点が高くなるベイ
ナイト相を鋼板組織の全相に拡げること、ほとんど全
相をベイナイト組織とした上に、高速変形モードにおい
て高い加工硬化率を得るために、ベイナイト相中に残留
γを生成させること、このベイナイトの硬度、さらに
は残留γ中の固溶炭素量を調整することにより、成形部
材の衝撃吸収エネルギーを高め得ることを見出した。
ド（歪み速度１００ｓ-1以上）で降伏点が高くなるベイ
ナイト相を鋼板組織の全相に拡げること、ほとんど全
相をベイナイト組織とした上に、高速変形モードにおい
て高い加工硬化率を得るために、ベイナイト相中に残留
γを生成させること、このベイナイトの硬度、さらに
は残留γ中の固溶炭素量を調整することにより、成形部
材の衝撃吸収エネルギーを高め得ることを見出した。
【０００９】上記知見を基にしてなされた本発明は、相
中に残留γを有するベイナイト相を９０面積％以上と
し、前記残留γの量が１〜１５％であり、ベイナイト相
の硬度が２５０Ｈｖ以下としたものである。この際、残
留γ中の固溶炭素量を１．５％以下とするのがよい。ま
た、鋼板成分としては、重量％で、 Ｃ ：０．１０〜０．２５％、 Ｓｉ：３．０％以下、 Ｍｎ：２．５％以下、 Ｐ ：０．０３％以下、 Ｓ ：０．０１％以下、 Ｎ ：０．０１０％以下、 Ａｌ：０．０２〜２．００％、 および残部実質的にＦｅとするものである。
中に残留γを有するベイナイト相を９０面積％以上と
し、前記残留γの量が１〜１５％であり、ベイナイト相
の硬度が２５０Ｈｖ以下としたものである。この際、残
留γ中の固溶炭素量を１．５％以下とするのがよい。ま
た、鋼板成分としては、重量％で、 Ｃ ：０．１０〜０．２５％、 Ｓｉ：３．０％以下、 Ｍｎ：２．５％以下、 Ｐ ：０．０３％以下、 Ｓ ：０．０１％以下、 Ｎ ：０．０１０％以下、 Ａｌ：０．０２〜２．００％、 および残部実質的にＦｅとするものである。
【００１０】本発明の鋼板について、まず鋼板組織につ
いて詳説する。本発明鋼板の組織は残留γを含むベイナ
イト相を９０面積％以上とするもので、好ましくは全組
織の９５面積％以上、より好ましくは組織中のほぼ全部
が残留γを含むベイナイト組織を呈するのがよい。これ
により高速変形モードでの降伏強度を高めることができ
る。もっとも、特性に影響しない程度の微量（１０面積
％未満、好ましく５面積％未満）であればベイナイトお
よび残留γ以外の相（実質的にはフェライト）が含まれ
てもよい。
いて詳説する。本発明鋼板の組織は残留γを含むベイナ
イト相を９０面積％以上とするもので、好ましくは全組
織の９５面積％以上、より好ましくは組織中のほぼ全部
が残留γを含むベイナイト組織を呈するのがよい。これ
により高速変形モードでの降伏強度を高めることができ
る。もっとも、特性に影響しない程度の微量（１０面積
％未満、好ましく５面積％未満）であればベイナイトお
よび残留γ以外の相（実質的にはフェライト）が含まれ
てもよい。
【００１１】前記ベイナイト相の硬度については、２５
０Ｈｖ以下、好ましくは２２０Ｈｖ以下とする。これに
より、高速変形時の衝撃吸収エネルギーが向上すること
が認められた。その理由は以下によるものと推察され
る。すなわち、２５０Ｈｖを越える硬度であれば、鋼板
をプレス成形した場合にベイナイト相の加工において残
留γのほとんどが歪み誘起変態を起こし、プレス成形後
の鋼板中には残留γが少なくなるため、成形部材の衝撃
吸収エネルギーが低くなる。これに対して、ベイナイト
相の硬度が２５０Ｈｖ以下であるとベイナイト相に塑性
変形能があるために、プレス成形後の鋼板中に残留γが
適量残存した状態となり、鋼板加工部材の衝撃吸収エネ
ルギーが高くなるものと考えられる。
０Ｈｖ以下、好ましくは２２０Ｈｖ以下とする。これに
より、高速変形時の衝撃吸収エネルギーが向上すること
が認められた。その理由は以下によるものと推察され
る。すなわち、２５０Ｈｖを越える硬度であれば、鋼板
をプレス成形した場合にベイナイト相の加工において残
留γのほとんどが歪み誘起変態を起こし、プレス成形後
の鋼板中には残留γが少なくなるため、成形部材の衝撃
吸収エネルギーが低くなる。これに対して、ベイナイト
相の硬度が２５０Ｈｖ以下であるとベイナイト相に塑性
変形能があるために、プレス成形後の鋼板中に残留γが
適量残存した状態となり、鋼板加工部材の衝撃吸収エネ
ルギーが高くなるものと考えられる。
【００１２】また、ベイナイト相中には、全組織に対し
て１〜１５％（Ｘ線測定による測定量）の残留γが含有
されていることが必須である。ベイナイト相中に生成し
た残留γは、高速変形時のベイナイト相の変形とともに
歪誘起変態して高い加工硬化を示すことにより、高い衝
撃吸収エネルギーを示すが、残留γの量が１５％を越え
た場合には、これを含むベイナイト相の降伏強度があま
り上昇せずに、逆に衝撃吸収エネルギーを低下させるよ
うになる。その理由は残留γ量が多過ぎると、完全に塑
性変形せず残存する残留γが多くなるため、高速変形モ
ードでのベイナイト相の降伏強度を低下させるものと思
われる。このため残留γの量は１５％以下、好ましくは
１０％以下とする。一方、残留γ量が１％未満では、ベ
イナイトに塑性変形能があるとはいえ、プレス成形後に
残存する残留γ量が過少となり、衝撃吸収エネルギーが
減少するようになる。
て１〜１５％（Ｘ線測定による測定量）の残留γが含有
されていることが必須である。ベイナイト相中に生成し
た残留γは、高速変形時のベイナイト相の変形とともに
歪誘起変態して高い加工硬化を示すことにより、高い衝
撃吸収エネルギーを示すが、残留γの量が１５％を越え
た場合には、これを含むベイナイト相の降伏強度があま
り上昇せずに、逆に衝撃吸収エネルギーを低下させるよ
うになる。その理由は残留γ量が多過ぎると、完全に塑
性変形せず残存する残留γが多くなるため、高速変形モ
ードでのベイナイト相の降伏強度を低下させるものと思
われる。このため残留γの量は１５％以下、好ましくは
１０％以下とする。一方、残留γ量が１％未満では、ベ
イナイトに塑性変形能があるとはいえ、プレス成形後に
残存する残留γ量が過少となり、衝撃吸収エネルギーが
減少するようになる。
【００１３】さらに、残留γの変形に対する歪誘起変態
のしやすさは、残留γの安定性に影響され、この安定性
は残留γ中の固溶炭素量に関係する。このため、高速変
形の初期段階で歪み誘起変態による加工硬化を有効に利
用することによって、耐衝撃特性をより向上させるに
は、残留γの安定性はある程度低い方がよく、残留γ中
の固溶炭素量を１．５％以下、より好ましくは１．０％
以下に規制するのがよい。
のしやすさは、残留γの安定性に影響され、この安定性
は残留γ中の固溶炭素量に関係する。このため、高速変
形の初期段階で歪み誘起変態による加工硬化を有効に利
用することによって、耐衝撃特性をより向上させるに
は、残留γの安定性はある程度低い方がよく、残留γ中
の固溶炭素量を１．５％以下、より好ましくは１．０％
以下に規制するのがよい。
【００１４】次に、前記組織を生成しやすい本発明鋼板
の成分について説明する。単位は重量％である。
の成分について説明する。単位は重量％である。
【００１５】Ｃ：０．１０〜０．２５％
Ｃは必要な強度を得て、さらに組織中のほぼ全相をベイ
ナイト相とし、さらにそのベイナト相中に残留γを生成
させるために重要な元素である。０．１０％未満では、
全相ベイナイトとすることができず、またオーステナイ
ト相からの冷却速度を非常に大きくしてベイナイト相を
生成させても、このベイナイト相中に残留γを残存させ
ることができない。一方、Ｃ量が０．２５％を越える場
合、鋼中の組織にはパーライト相が生成しやすくなるば
かりでなく、特にスポット溶接性が急激に劣化して実用
上の障害となる。このため、Ｃ量は下限を０．１０％、
上限を０．２５％とする。
ナイト相とし、さらにそのベイナト相中に残留γを生成
させるために重要な元素である。０．１０％未満では、
全相ベイナイトとすることができず、またオーステナイ
ト相からの冷却速度を非常に大きくしてベイナイト相を
生成させても、このベイナイト相中に残留γを残存させ
ることができない。一方、Ｃ量が０．２５％を越える場
合、鋼中の組織にはパーライト相が生成しやすくなるば
かりでなく、特にスポット溶接性が急激に劣化して実用
上の障害となる。このため、Ｃ量は下限を０．１０％、
上限を０．２５％とする。
【００１６】Ｓｉ：３．０％以下
ＳｉはＣと同様に鋼の高強度化に寄与する元素である。
また、Ｓｉは熱延材料の巻取処理や冷延焼鈍材料の焼鈍
熱処理中にベイナイト相がパーライトに分解することを
押さえ、ベイナイト相中に残存するオーステナイト（残
留γ）が炭化物に分解することを抑える効果があり、残
留γを含む全相ベイナイトの生成には有効な元素であ
る。このため、Ｓｉは１．０％以上含有することが好ま
しい。しかし、多量に添加すると組織中にフェライト相
が生成し易くなり、全相ベイナイト組織の生成を阻害す
る。また、実用的な点では多量に添加した場合には、そ
のスケール生成のために鋼板表面の欠陥が多くなる。こ
のため、Ｓｉ量の上限を３．０％とする。
また、Ｓｉは熱延材料の巻取処理や冷延焼鈍材料の焼鈍
熱処理中にベイナイト相がパーライトに分解することを
押さえ、ベイナイト相中に残存するオーステナイト（残
留γ）が炭化物に分解することを抑える効果があり、残
留γを含む全相ベイナイトの生成には有効な元素であ
る。このため、Ｓｉは１．０％以上含有することが好ま
しい。しかし、多量に添加すると組織中にフェライト相
が生成し易くなり、全相ベイナイト組織の生成を阻害す
る。また、実用的な点では多量に添加した場合には、そ
のスケール生成のために鋼板表面の欠陥が多くなる。こ
のため、Ｓｉ量の上限を３．０％とする。
【００１７】Ｍｎ：２．５％以下
ＭｎもＣやＳｉと同様に、鋼の高強度化に寄与する元素
である。また、オーステナイト中の固溶炭素量の固溶限
を上げ、残留γを生成し易くする。このため、Ｍｎは
１．０％以上含有することが好ましい。しかし、多量に
添加した場合には中心偏析の原因となってスラブ割れ
や、加工性劣化の原因となる。よって、上限を２．５％
とする。
である。また、オーステナイト中の固溶炭素量の固溶限
を上げ、残留γを生成し易くする。このため、Ｍｎは
１．０％以上含有することが好ましい。しかし、多量に
添加した場合には中心偏析の原因となってスラブ割れ
や、加工性劣化の原因となる。よって、上限を２．５％
とする。
【００１８】Ｐ：０．０３％以下
Ｐは固溶強化として働く元素であり、高強度化のために
有効である。しかし、多量に添加した場合には偏析し易
い元素であるために割れや加工性劣化を招く。このた
め、上限を０．０３％とする。
有効である。しかし、多量に添加した場合には偏析し易
い元素であるために割れや加工性劣化を招く。このた
め、上限を０．０３％とする。
【００１９】Ｓ：０．０１％以下
ＳはＭｎＳの形態で介在物として鋼中に存在し、熱間で
の割れや加工中の割れ発生の原因となる。また、伸びフ
ランジ性等を劣化させるために、含有量を少なくする方
が良い。しかし、製鋼上の限界を考慮して、その上限を
０．０１％とする。
の割れや加工中の割れ発生の原因となる。また、伸びフ
ランジ性等を劣化させるために、含有量を少なくする方
が良い。しかし、製鋼上の限界を考慮して、その上限を
０．０１％とする。
【００２０】Ｎ：０．０１０％以下
Ｎはオーステナイト相の安定化元素であり、オーステナ
イト中に固溶してγ相の生成を促進し、その分解を抑え
る効果がある。しかし、０．０１０％を越えるとその効
果は飽和し、またＡｌが含有する場合ではＡｌＮなどの
介在物を生成して材質劣化を引き起こすことがある。こ
のため、上限を０．０１０％とする。
イト中に固溶してγ相の生成を促進し、その分解を抑え
る効果がある。しかし、０．０１０％を越えるとその効
果は飽和し、またＡｌが含有する場合ではＡｌＮなどの
介在物を生成して材質劣化を引き起こすことがある。こ
のため、上限を０．０１０％とする。
【００２１】Ａｌ：０．０２〜２．００％
Ａｌは鋼の脱酸成分としておよそ０．０２〜０．１００
％が残存する。また、Ａｌはパーライト変態を押える効
果があり、ベイナイト相中に生成した残留γの分解を抑
える効果がある。この効果は２．００を超えると飽和す
るようになる。また、多量にＡｌを添加した場合にはア
ルミナなどの介在物が生成して材質劣化を引き起こすこ
とがある。このため上限を２．００％とする。
％が残存する。また、Ａｌはパーライト変態を押える効
果があり、ベイナイト相中に生成した残留γの分解を抑
える効果がある。この効果は２．００を超えると飽和す
るようになる。また、多量にＡｌを添加した場合にはア
ルミナなどの介在物が生成して材質劣化を引き起こすこ
とがある。このため上限を２．００％とする。
【００２２】本発明鋼板は上記成分および残部実質的に
Ｆｅで形成されるが、下記のＮｉ、Ｎｂ、Ｔｉの一種以
上を添加することができ、(1) 主成分＋Ｎｉ、(2) 主成
分又は前記(1) の成分＋Ｎｂ、(3) 主成分，前記(1) 又
は(2) の成分＋Ｔｉのいずれかとすることができる。
Ｆｅで形成されるが、下記のＮｉ、Ｎｂ、Ｔｉの一種以
上を添加することができ、(1) 主成分＋Ｎｉ、(2) 主成
分又は前記(1) の成分＋Ｎｂ、(3) 主成分，前記(1) 又
は(2) の成分＋Ｔｉのいずれかとすることができる。
【００２３】Ｎｉ：２．０％以下
Ｎｉはオーステナイト安定化元素であり、残留γを生成
させ、さらに残留γの分解を抑える効果がある。しか
し、２．０％を越えて添加すると鋼板の硬化を招き、加
工性などを劣化させる。このため、上限を２．０％とす
る。
させ、さらに残留γの分解を抑える効果がある。しか
し、２．０％を越えて添加すると鋼板の硬化を招き、加
工性などを劣化させる。このため、上限を２．０％とす
る。
【００２４】Ｎｂ：０．１％以下
Ｎｂは組織を細粒化するとともに均一化して、焼き入れ
性の向上による高強度化に寄与する。しかし、０．１％
を越えて添加すると、変形抵抗を高めて熱延や冷延が困
難になるため、上限を０．１％とする。
性の向上による高強度化に寄与する。しかし、０．１％
を越えて添加すると、変形抵抗を高めて熱延や冷延が困
難になるため、上限を０．１％とする。
【００２５】Ｔｉ：０．１％以下
Ｔｉはスラブ割れを防止し、組織の均一化に有効である
が、０．１％を越えて添加すると、溶接性が劣化するよ
うになるため、上限を０．１％とする。
が、０．１％を越えて添加すると、溶接性が劣化するよ
うになるため、上限を０．１％とする。
【００２６】次に、本発明鋼板の製造方法の一例につい
て説明する。上記成分の鋼を用いて、一旦オーステナイ
ト相に加熱後またはオーステナイト域にて圧延を終了し
た後、フェライト変態が生じることのない急冷により、
およそ４００℃前後の温度まで冷却し、その後空冷し、
あるいはその温度である程度保持した後空冷することに
より、相中に残留γを含む全相ベイナイト組織を持つ鋼
板を得ることができる。もちろん本発明の意図している
組織を得るための製造条件として上記条件に限定される
ものではない。
て説明する。上記成分の鋼を用いて、一旦オーステナイ
ト相に加熱後またはオーステナイト域にて圧延を終了し
た後、フェライト変態が生じることのない急冷により、
およそ４００℃前後の温度まで冷却し、その後空冷し、
あるいはその温度である程度保持した後空冷することに
より、相中に残留γを含む全相ベイナイト組織を持つ鋼
板を得ることができる。もちろん本発明の意図している
組織を得るための製造条件として上記条件に限定される
ものではない。
【００２７】
【実施例】下記表１の化学成分の鋼を溶製して、実験用
スラブとした後に１２００℃に加熱後、仕上げ温度９０
０℃以上にて熱延を終了し、７０℃／ｓにて４８０℃ま
で冷却後、巻取り温度に相当する３９０〜４３０℃にて
０〜６０分間保持して空冷して熱延鋼板を作製した。ま
た、１２００℃に加熱後、仕上げ温度９５０℃にて熱延
を終了した後、空冷した熱延板を酸洗後、冷間圧延を施
し、ソルトバス処理にて一旦オーステナイト相に加熱
後、７０℃／ｓにて４００℃の温度まで冷却後、４００
℃で１０〜３０分間保持後、空冷を行って冷延鋼板を作
製した。鋼板の板厚はいずれも板厚１．６mmであった。
スラブとした後に１２００℃に加熱後、仕上げ温度９０
０℃以上にて熱延を終了し、７０℃／ｓにて４８０℃ま
で冷却後、巻取り温度に相当する３９０〜４３０℃にて
０〜６０分間保持して空冷して熱延鋼板を作製した。ま
た、１２００℃に加熱後、仕上げ温度９５０℃にて熱延
を終了した後、空冷した熱延板を酸洗後、冷間圧延を施
し、ソルトバス処理にて一旦オーステナイト相に加熱
後、７０℃／ｓにて４００℃の温度まで冷却後、４００
℃で１０〜３０分間保持後、空冷を行って冷延鋼板を作
製した。鋼板の板厚はいずれも板厚１．６mmであった。
【００２８】
【表１】
【００２９】得られた鋼板から組織観察用のサンプルを
取り、断面をレペラー腐食によって顕微鏡観察して、フ
ェライトの有無および量、ベイナイト相とその内部に残
留γがあるか否かを確認した。また、ベイナイト相の硬
度については、ミクロビッカースにより、およそ１０個
程度の各粒の硬度を測定し、その平均値を採用した。ま
た、残留γ量はＸ線測定によってその量を測定した。残
留γ中に含まれるＣ量についてはＸ線回折によるピーク
のずれを測定してオーステナイト格子のずれからＣ％濃
度を評価した。これらの測定結果、評価結果を熱延後の
保持温度および保持時間とともに表２に示す。
取り、断面をレペラー腐食によって顕微鏡観察して、フ
ェライトの有無および量、ベイナイト相とその内部に残
留γがあるか否かを確認した。また、ベイナイト相の硬
度については、ミクロビッカースにより、およそ１０個
程度の各粒の硬度を測定し、その平均値を採用した。ま
た、残留γ量はＸ線測定によってその量を測定した。残
留γ中に含まれるＣ量についてはＸ線回折によるピーク
のずれを測定してオーステナイト格子のずれからＣ％濃
度を評価した。これらの測定結果、評価結果を熱延後の
保持温度および保持時間とともに表２に示す。
【００３０】前記鋼板を用いて、図２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をプレス成形により製作後、開口部に同材質の鋼
板からなる平板２を付設して、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。
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をプレス成形により製作後、開口部に同材質の鋼
板からなる平板２を付設して、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３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３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／hr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１
１．３ｍ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から１５
について衝撃吸収エネルギーに対する残留γおよびベイ
ナイト相硬度との関係を整理したグラフを図１に示す。
し、落錘１３の衝突時の速度が５０km／hr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１
１．３ｍ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から１５
について衝撃吸収エネルギーに対する残留γおよびベイ
ナイト相硬度との関係を整理したグラフを図１に示す。
【００３３】
【表２】
【００３４】表２および図１より、試料No. １および２
は残留γが生成しておらず、フェライト・ベイナイト組
織であるため、衝撃吸収エネルギーが低い。また、試料
No.３は残留γ量が多いため、衝撃吸収エネルギーが低
く、試料No. １１〜１３はベイナイト相の硬度が高いた
め、やはり衝撃吸収エネルギーが低い。
は残留γが生成しておらず、フェライト・ベイナイト組
織であるため、衝撃吸収エネルギーが低い。また、試料
No.３は残留γ量が多いため、衝撃吸収エネルギーが低
く、試料No. １１〜１３はベイナイト相の硬度が高いた
め、やはり衝撃吸収エネルギーが低い。
【００３５】他の試料は発明例であり、良好な結果が得
られているが、試料No. ７は残留γ量がやや多く、No.
１４，１５はベイナイト相の硬度がやや高く、No. １
６，３４は残留γ中の固溶炭素量がやや多いため、それ
ぞれ衝撃吸収エネルギーが若干劣る。また、No. ２１，
２２は残留γ中の固溶炭素量が比較的多いため、固溶炭
素量が１．５％以下のものに比して衝撃吸収エネルギー
がやや劣る。
られているが、試料No. ７は残留γ量がやや多く、No.
１４，１５はベイナイト相の硬度がやや高く、No. １
６，３４は残留γ中の固溶炭素量がやや多いため、それ
ぞれ衝撃吸収エネルギーが若干劣る。また、No. ２１，
２２は残留γ中の固溶炭素量が比較的多いため、固溶炭
素量が１．５％以下のものに比して衝撃吸収エネルギー
がやや劣る。
【００３６】
【発明の効果】本発明の高強度鋼板によれば、良好な加
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。
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】実施例における衝撃吸収エネルギーに対する残
留γ量とベイナイト相硬度との関係を示すグラフ図であ
る。
留γ量とベイナイト相硬度との関係を示すグラフ図であ
る。
【図２】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３】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４−235253（ＪＰ，Ａ)
特開 平11−189839（ＪＰ，Ａ)
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
C22C 38/00
Claims (3)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ ：０．１０〜０．２５％、 Ｓｉ：３．０％以下、 Ｍｎ：２．５％以下、 Ｐ ：０．０３％以下、 Ｓ ：０．０１％以下、 Ｎ ：０．０１０％以下、 Ａｌ：０．０２〜２．００％、 および残部実質的にＦｅからなり、 相中に残留γを有す
るベイナイト相を９０面積％以上とし、前記残留γの量
が１〜１５％であり、ベイナイト相の硬度が２５０Ｈｖ
以下である耐衝撃性に優れた高強度鋼板。 - 【請求項２】 さらに、 Ｎｉ：２．０％以下、 Ｎｂ：０．１％以下、 Ｔｉ：０．１％以下 の一種以上を含む 請求項１に記載した耐衝撃性に優れた
高強度鋼板。 - 【請求項３】 残留γ中の固溶炭素量が１．５％以下で
ある請求項１又は２に記載した耐衝撃性に優れた高強度
鋼板。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8261898A JP3401427B2 (ja) | 1998-03-12 | 1998-03-12 | 耐衝撃性に優れた高強度鋼板 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8261898A JP3401427B2 (ja) | 1998-03-12 | 1998-03-12 | 耐衝撃性に優れた高強度鋼板 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH11256273A JPH11256273A (ja) | 1999-09-21 |
| JP3401427B2 true JP3401427B2 (ja) | 2003-04-28 |
Family
ID=13779464
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP8261898A Expired - Fee Related JP3401427B2 (ja) | 1998-03-12 | 1998-03-12 | 耐衝撃性に優れた高強度鋼板 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3401427B2 (ja) |
Families Citing this family (13)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100554753B1 (ko) * | 2001-12-27 | 2006-02-24 | 주식회사 포스코 | 성형성 및 용접성이 우수한 고강도 냉연강판과 그 제조방법 |
| FR2836930B1 (fr) * | 2002-03-11 | 2005-02-25 | Usinor | Acier lamine a chaud a tres haute resistance et de faible densite |
| JP3764411B2 (ja) * | 2002-08-20 | 2006-04-05 | 株式会社神戸製鋼所 | 焼付硬化性に優れた複合組織鋼板 |
| US20050150580A1 (en) * | 2004-01-09 | 2005-07-14 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho(Kobe Steel, Ltd.) | Ultra-high strength steel sheet having excellent hydrogen embrittlement resistance, and method for manufacturing the same |
| JP4506971B2 (ja) * | 2004-04-22 | 2010-07-21 | 株式会社神戸製鋼所 | 成形性に優れた高強度冷延鋼板およびめっき鋼板 |
| JP5365112B2 (ja) | 2008-09-10 | 2013-12-11 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度鋼板およびその製造方法 |
| JP5418047B2 (ja) | 2008-09-10 | 2014-02-19 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度鋼板およびその製造方法 |
| JP5333298B2 (ja) | 2010-03-09 | 2013-11-06 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度鋼板の製造方法 |
| JP5287770B2 (ja) | 2010-03-09 | 2013-09-11 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度鋼板およびその製造方法 |
| JP5605310B2 (ja) * | 2011-06-07 | 2014-10-15 | 新日鐵住金株式会社 | 鋼材および衝撃吸収部材 |
| EP2765212B1 (en) | 2011-10-04 | 2017-05-17 | JFE Steel Corporation | High-strength steel sheet and method for manufacturing same |
| CN108699660B (zh) | 2016-02-10 | 2020-09-04 | 杰富意钢铁株式会社 | 高强度钢板及其制造方法 |
| EP3415656B1 (en) | 2016-02-10 | 2020-12-23 | JFE Steel Corporation | High-strength steel sheet and method for manufacturing same |
-
1998
- 1998-03-12 JP JP8261898A patent/JP3401427B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH11256273A (ja) | 1999-09-21 |
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