JP3582182B2 - 耐衝撃性に優れる冷延鋼板ならびにその製造方法 - Google Patents
耐衝撃性に優れる冷延鋼板ならびにその製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP3582182B2 JP3582182B2 JP26327795A JP26327795A JP3582182B2 JP 3582182 B2 JP3582182 B2 JP 3582182B2 JP 26327795 A JP26327795 A JP 26327795A JP 26327795 A JP26327795 A JP 26327795A JP 3582182 B2 JP3582182 B2 JP 3582182B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- steel sheet
- cold
- less
- rolled
- rolled steel
- 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.)
- Expired - Fee Related
Links
Images
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、主として自動車用部品など、プレス成形等の加工が施されて用いられ、とく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位の素材として好適に用いられる自動車用高張力冷延鋼板などの高歪速度下での強度を要求される用途に用いて有効な冷延鋼板ならびにその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
最近、地球環境保全の機運が高まってきたことを背景として、自動車からのＣＯ2排出量の低減の一環として、自動車車体の軽量化が求められている。こうした軽量化の方法としては、鋼板の高強度化による板厚の低減が有効である。従って、自動車用鋼板としては、この高強度化とプレス成形性の両方の特性に優れたものが望ましい。さらに、最近の自動車車体の設計思想に基づけば、単なる鋼板の高強度化のみでなく、走行中に万一衝突した場合において耐衝撃性に優れた鋼板、すなわち高歪速度で変形した場合に高い変形抵抗を有する鋼板の開発が、自動車の安全性の向上をもたらすとともに、車体の軽量化の実現に有効に寄与するものといえる。
【０００３】
ところで、従来、自動車用鋼板の材質強化は、フェライト単相組織では、主としてSi，Mn，Ｐといった置換型元素を添加することによる固溶強化、あるいはNb，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による方法が一般的であった。例えば、特開昭56−139654号公報等では、極低炭素鋼に加工性、時効性を改善するためにTi、Nbを含有させ、さらにＰ等の強化成分を加工性を害しない範囲で含有させて高強度化を図った鋼板を提案している。また、例えば特開昭59−193221号公報には、極低炭素鋼にSiの添加によって高強度化を図る方法の提案がなされている。さらに、特開昭60−52528号公報には、低炭素鋼（Ｃ：0.02〜0.15wt％）を高温で焼鈍し、冷却後にマルテンサイト相を析出させて延性を改善する高強度薄鋼板の製造方法が提案されている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
しかし、このような方法での鋼板の高強度化では、自動車ボディの板厚をある程度減少させることはできても、上記した耐衝撃性を本質的に改善するものではない。なぜなら、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、いわゆる静的な評価方法のみに基づいて求めているが、実際の自動車ボディの設計では、このような静的な強度よりもむしろ、衝突時の安全性を考慮した、歪速度が10〜104 (s-1)の衝撃的な変形を伴う、いわゆる動的な評価方法に基づく強度の方が重要となるからである。従って、静的強度のみに着目して開発されている、上述した従来の各提案は、自動車車体の軽量化に対して根本的な指標たり得ないという問題があった。
【０００５】
一方、特開平7-90482号公報には、耐衝撃性を向上させるという観点から、マルテンサイトとフェライトとの２相組織鋼板が提案されている。しかし、この技術は静動比（＝動的降伏応力／静的降伏応力）1.6程度を達成するものであるものの、必ずしも十分な耐衝撃性を有するものであるとは言いがたく、より一層の向上が求められていた。
【０００６】
そこで、本発明は、高歪速度下での耐衝撃強度に一層優れ、かつプレス成形が容易な鋼板の開発を目的とする。具体的には、本発明は、静動比＝動的降伏応力(歪速度103 (s-1)での降伏応力)／静的降伏応力(歪速度10-3 (s-1)での降伏応力 )で定義される静動比が2.4超えを有する冷延鋼板の開発を目的とする。すなわち、この発明は、静動比：2.4超えにすることによって、従来からの軟鋼の鋼板をはるかに超える、強度の歪み速度依存性を有し、自動車車体の安全性と、車体の軽量化とを実現する鋼板を提供しようとするものである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
発明者らは、上掲の目的の実現に向け鋭意研究した結果、化学組成および鋼組織を適正に制御すること、また、熱間圧延条件、冷延板焼鈍後の冷却条件を適正に制御することにより、上述した課題を解決できることを知見した。すなわち、本発明は、下記の内容を要旨構成とするものである。
【０００８】削除
【０００９】
(1) Ｃ：0.05〜0.20wt％、Si：0.01〜1.50wt％、Mn：0.5〜3.0wt％、Ｓ：0.010wt％以下、を含み、かつＰ：0.03〜0.15wt％、Cr：0.5〜2.0wt％、およびMo：0.1〜1.0wt％から選ばれる１種または２種以上を含有し、さらにTi：0.03〜1.0wt％およびNb：0.01〜0.2wt％から選ばれる１種または２種を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、平均粒径が３μm以下のマルテンサイトと平均粒径が５μm以下のフェライトとの２相組織からなり、かつ前記マルテンサイトの体積率が５〜30％であることを特徴とする耐衝撃性に優れる冷延鋼板。
【００１０】削除
【００１１】
(2) Ｃ：0.05〜0.20wt％、Si：0.01〜1.50wt％、Mn：0.5〜3.0wt％、Ｓ：0.010wt％以下、を含み、かつＰ：0.03〜0.15wt％、Cr：0.5 〜2.0wt％、およびMo：0.1〜1.0wt％から選ばれる１種または２種以上を含有し、さらにTi：0.03〜1.0wt％およびNb：0.01〜0.2wt％から選ばれる１種または２種を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼素材を、900〜1150℃に加熱して熱間圧延し、冷間圧延したのち、700〜860℃に５〜300秒加熱保持し、その後30℃/sec以上の速度で冷却し、400℃以下で巻き取ることを特徴とする耐衝撃性に優れる冷延鋼板の製造方法。
【００１２】
【発明の実施の形態】
発明者らは、冷延鋼板における上記静動比の目標値を達成させるべく、静動比の向上に効果的な組織であることを予め確認した２相組織鋼について詳細に研究した。その結果、この２相組織鋼におけるマルテンサイトの平均粒径を３μm以下、フェライトの平均粒径を５μm以下とし、かつ、マルテンサイトの体積率を５〜30％とすることにより、静動比の飛躍的増大が達成可能になるという知見を得た。
【００１３】
(1) 以下、この発明において、鋼の化学成分を上記のように限定した理由を説明する。
Ｃ：0.05〜0.20wt％
Ｃは、TiＣやNbＣの析出により鋼板の組織を微細化するため、また二相組織中のマルテンサイト相の強度と体積率を高めるために必要な元素である。その含有量が0.05wt％未満では、十分な量の炭化物およびマルテンサイト相が得られず、一方、0.20wt％を超えると、フェライト相中に固溶Ｃが存在し成形性を阻害する。したがってＣ含有量は、0.05〜0.20wt％、好ましくは0.07〜0.15wt％とする。
【００１４】
Si：0.01〜1.50wt％
Siは、フェライト相中の固溶Ｃをオーステナイト相中に濃化させ、鋼の焼入れ性を向上させるとともに、フェライト相の純度を高めことにより鋼板の成形性を向上させる作用を有している。この効果は、0.01wt％以上の添加で発揮されるが、1.50wt％を超えて添加すると、熱延母板の硬化により冷延性を劣化させるとともに、表面処理性も劣化させる。このため、Si含有量は0.01〜1.50wt％、好ましくは0.02〜1.00wt％とする。
【００１５】
Mn：0.5〜3.0wt％
Mnは、オーステナイト相を安定化させ、また焼入れ性を高め２相組織鋼を得るために有用な元素である。その効果は、0.5wt％未満では得られず、一方、含有量が3.0wt％を超えると、鋼板が硬化して冷延性を低下させる。したがって、Mnの含有量は、0.5〜3.0wt％の範囲とする。なお、好ましくは1.0〜2.0wt％の範囲とすることが推奨される。
【００１６】
Ｓ：0.010wt％以下
Ｓは、その含有量を低減することにより、鋼中の析出物が減少して加工性が向上する。このような効果は、Ｓ量を0.010wt％以下とすることで得られるが、より好ましくは0.008wt％以下がよい。
【００１７】
Ｐ：0.03〜0.15wt％
Ｐは、マルテンサイト生成のための臨界冷却速度を低下させるのに有効な元素である。0.03wt％未満ではその効果が得られない。一方、0.15wt％を超えて添加すると、熱延母板が顕著に硬化して冷延性が劣化する。したがって、Ｐ含有量は0.03〜0.15wt％の範囲、好ましくは0.05〜0.08wt％とする。
【００１８】
Cr：0.5〜2.0wt％
Crは、マルテンサイト生成のための臨界冷却速度を低下させるのに有効な元素である。0.5wt％未満ではその効果が得られず、一方、2.0wt％を超えて添加しても、その効果は飽和し、製造コスト上昇の不利を招く。したがって、Cr含有量は0.5〜2.0wt％、好ましくは0.5〜1.2wt％の範囲とする。
【００１９】
Mo：0.1〜1.0wt％
Moは、マルテンサイト生成のための臨界冷却速度を低下させるのに有効な元素である。0.5wt％未満ではその効果が得られず、一方、1.0wt％を超えて添加しても、その効果は飽和し、製造コスト上昇の不利を招く。したがって、Mo含有量は0.1〜1.0wt％、好ましくは0.2〜0.6wt％の範囲とする。
【００２０】
Ti：0.03〜1.0wt％
Tiは、TiＣを生成し、フェライトの結晶粒を微細化する作用を有する元素である。その効果は0.03wt％未満では得られず、一方、1.0wt％を超えて添加しても、その効果は飽和し、製造コストの上昇を招く。したがって、Ti含有量は0.03〜1.0wt％、好ましくは0.05〜0.4wt％の範囲とする。
【００２１】
Nb：0.01〜0.2wt％
Nbは、NbＣを生成し、フェライトの結晶粒を微細化する作用を有する元素である。その効果は0.01wt％未満では得られず、一方、0.2wt％を超えて添加しても、その効果は飽和し、製造コストの上昇を招く。したがって、Nb含有量は0.01〜0.2wt％、好ましくは0.03〜0.1wt％の範囲とする。
【００２２】
(2) また、本発明にかかる冷延鋼板においては、前述したように、平均粒径が３μm以下のマルテンサイトと平均粒径が５μm以下のフェライトとの２相組織とし、かつ前記マルテンサイトの体積率を５〜30％とする必要がある。その理由は、マルテンサイトの平均粒径３μm以下、フェライトの平均粒径５μm以下のうち一方の条件が満たされないと、衝突安全性を確保するために必要な十分な動的強度を得ることができないからである。また、マルテンサイトの体積率を５〜30％とするのは、マルテンサイト相の体積率が５％未満では衝突安全性を確保するための十分な動的強度が得られないからであり、一方、マルテンサイト相の体積率が30％を超えると、プレス成形性が著しく低下するからである。このため、鋼板中のマルテンサイト相の析出量は、体積比で５〜30％、好ましくは７〜15％の範囲とする。
【００２３】
(3) 次に、本発明にかかる鋼板は、鋼スラブを熱間圧延した後、冷間圧延、焼鈍して冷延鋼板とすることによって製造され、それぞれの製造条件は下記の範囲で行う必要がある。
【００２４】削除
【００２５】削除
【００２６】削除
【００２７】削除
【００２８】
冷延鋼板は、鋼素材を、900〜1150℃に加熱して熱間圧延し、冷間圧延ののち、700〜860℃に５〜300秒加熱保持し、その後30℃/sec以上の速度で冷却し、400℃以下で巻き取って製造される。これらの限定理由を以下に説明する。
【００２９】
熱間圧延における加熱温度を900〜1150℃とするのは、この温度範囲を外れると、平均粒径５μm以下のフェライト相を得ることができなくなり、耐衝撃性を低下させるからである。冷延板を焼鈍する際に700〜860℃に５〜300秒間加熱保持するのは、700℃未満の温度あるいは５秒未満の保持時間では、十分なマルテンサイト相が得られず、一方、300秒間を超えて保持するかもしくは860℃を超えて加熱すると、マルテンサイト量が30％を超えるか、もしくはマルテンサイト相が３μmを超えて生成してしまうからである。したがって、冷延板の焼鈍は700〜860℃の温度範囲で５秒〜300秒間加熱保持する。なお、加熱保持の好ましい温度範囲は770〜830℃、時間は10〜60秒である。
【００３０】
上記温度範囲で焼鈍したのち、続いて30℃/sec以上の速度で400℃まで冷却するのは、400℃までの冷却速度が30℃/sec未満では体積比で５％以上のマルテンサイト相が得られないからである。なお、好ましい冷却速度は50〜100℃/secである。
【００３１】
上述した以外の熱間圧延、冷間圧延、焼鈍などの各操業条件は常法に従う条件でよく、好ましい操業条件を例示すれば次のとおりである。熱間圧延における圧下率は98〜99.9％、また、冷間圧延における圧下率は70〜80％とするのがよい。なお、この発明は、上述した冷延鋼板を素材とした表面処理鋼板においても、冷延鋼板と全く同様な静動比向上の効果を付与することができる。また、本発明鋼および発明法は主として自動車用鋼板を対象としてはいるが、高歪速度下での強度を要求される他の用途にも同様に有効であることはいうまでもない。
【００３２】削除
【００３３】
【表１】
【００３４】削除
【００３５】削除
【００３６】削除
【００３７】
【実施例】
実施例１
表１に示す化学組成の鋼片を、熱間圧延して3.0mm厚の熱延鋼板とし、この熱延鋼板をさらに0.7mm厚まで冷間圧延し、さらにこの冷延板を連続焼鈍設備を用いて焼鈍し冷延鋼板とした。このときの、熱間圧延の際の加熱温度、焼鈍後の冷却条件（記号は図１参照）を表４に示す。また、表１の鋼１については、さらに焼鈍後に表５に示すような種々の条件で冷却して、同様に0.7mm厚の冷延鋼板とした。得られた冷延鋼板から、平行部の幅５mm、長さ７mmの引張試験片を採取し、歪速度が103 (s-1)と10-3 (s-1)の引張試験を行い、それぞれの降伏応力から静動比を求めた。測定した特性値をそれぞれ表４および表５に併せて示す。
【００３８】
【表４】
【００３９】
【表５】
【００４０】
表４および表５に示す結果から明らかなように、本発明に従う鋼板は、いずれも静動比が目標値である2.4を超えて2.5以上の特性を示した。これに対し比較例では静動比の目標値が得られなかった。
【００４１】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明によれば、鋼板の化学組成および組織を適正に制御することによって、静動比2.5以上の極めて高い耐衝撃性を満たすことができる。したがって、本発明によれば、プレス成形性を損なうことなく、自動車車体の軽量化と安全性の向上を、一層高めることが可能となる。
【図面の簡単な説明】
【図１】焼鈍後の冷却条件を示す図である。
【発明の属する技術分野】
本発明は、主として自動車用部品など、プレス成形等の加工が施されて用いられ、とく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位の素材として好適に用いられる自動車用高張力冷延鋼板などの高歪速度下での強度を要求される用途に用いて有効な冷延鋼板ならびにその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
最近、地球環境保全の機運が高まってきたことを背景として、自動車からのＣＯ2排出量の低減の一環として、自動車車体の軽量化が求められている。こうした軽量化の方法としては、鋼板の高強度化による板厚の低減が有効である。従って、自動車用鋼板としては、この高強度化とプレス成形性の両方の特性に優れたものが望ましい。さらに、最近の自動車車体の設計思想に基づけば、単なる鋼板の高強度化のみでなく、走行中に万一衝突した場合において耐衝撃性に優れた鋼板、すなわち高歪速度で変形した場合に高い変形抵抗を有する鋼板の開発が、自動車の安全性の向上をもたらすとともに、車体の軽量化の実現に有効に寄与するものといえる。
【０００３】
ところで、従来、自動車用鋼板の材質強化は、フェライト単相組織では、主としてSi，Mn，Ｐといった置換型元素を添加することによる固溶強化、あるいはNb，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による方法が一般的であった。例えば、特開昭56−139654号公報等では、極低炭素鋼に加工性、時効性を改善するためにTi、Nbを含有させ、さらにＰ等の強化成分を加工性を害しない範囲で含有させて高強度化を図った鋼板を提案している。また、例えば特開昭59−193221号公報には、極低炭素鋼にSiの添加によって高強度化を図る方法の提案がなされている。さらに、特開昭60−52528号公報には、低炭素鋼（Ｃ：0.02〜0.15wt％）を高温で焼鈍し、冷却後にマルテンサイト相を析出させて延性を改善する高強度薄鋼板の製造方法が提案されている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
しかし、このような方法での鋼板の高強度化では、自動車ボディの板厚をある程度減少させることはできても、上記した耐衝撃性を本質的に改善するものではない。なぜなら、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、いわゆる静的な評価方法のみに基づいて求めているが、実際の自動車ボディの設計では、このような静的な強度よりもむしろ、衝突時の安全性を考慮した、歪速度が10〜104 (s-1)の衝撃的な変形を伴う、いわゆる動的な評価方法に基づく強度の方が重要となるからである。従って、静的強度のみに着目して開発されている、上述した従来の各提案は、自動車車体の軽量化に対して根本的な指標たり得ないという問題があった。
【０００５】
一方、特開平7-90482号公報には、耐衝撃性を向上させるという観点から、マルテンサイトとフェライトとの２相組織鋼板が提案されている。しかし、この技術は静動比（＝動的降伏応力／静的降伏応力）1.6程度を達成するものであるものの、必ずしも十分な耐衝撃性を有するものであるとは言いがたく、より一層の向上が求められていた。
【０００６】
そこで、本発明は、高歪速度下での耐衝撃強度に一層優れ、かつプレス成形が容易な鋼板の開発を目的とする。具体的には、本発明は、静動比＝動的降伏応力(歪速度103 (s-1)での降伏応力)／静的降伏応力(歪速度10-3 (s-1)での降伏応力 )で定義される静動比が2.4超えを有する冷延鋼板の開発を目的とする。すなわち、この発明は、静動比：2.4超えにすることによって、従来からの軟鋼の鋼板をはるかに超える、強度の歪み速度依存性を有し、自動車車体の安全性と、車体の軽量化とを実現する鋼板を提供しようとするものである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
発明者らは、上掲の目的の実現に向け鋭意研究した結果、化学組成および鋼組織を適正に制御すること、また、熱間圧延条件、冷延板焼鈍後の冷却条件を適正に制御することにより、上述した課題を解決できることを知見した。すなわち、本発明は、下記の内容を要旨構成とするものである。
【０００８】削除
【０００９】
(1) Ｃ：0.05〜0.20wt％、Si：0.01〜1.50wt％、Mn：0.5〜3.0wt％、Ｓ：0.010wt％以下、を含み、かつＰ：0.03〜0.15wt％、Cr：0.5〜2.0wt％、およびMo：0.1〜1.0wt％から選ばれる１種または２種以上を含有し、さらにTi：0.03〜1.0wt％およびNb：0.01〜0.2wt％から選ばれる１種または２種を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、平均粒径が３μm以下のマルテンサイトと平均粒径が５μm以下のフェライトとの２相組織からなり、かつ前記マルテンサイトの体積率が５〜30％であることを特徴とする耐衝撃性に優れる冷延鋼板。
【００１０】削除
【００１１】
(2) Ｃ：0.05〜0.20wt％、Si：0.01〜1.50wt％、Mn：0.5〜3.0wt％、Ｓ：0.010wt％以下、を含み、かつＰ：0.03〜0.15wt％、Cr：0.5 〜2.0wt％、およびMo：0.1〜1.0wt％から選ばれる１種または２種以上を含有し、さらにTi：0.03〜1.0wt％およびNb：0.01〜0.2wt％から選ばれる１種または２種を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼素材を、900〜1150℃に加熱して熱間圧延し、冷間圧延したのち、700〜860℃に５〜300秒加熱保持し、その後30℃/sec以上の速度で冷却し、400℃以下で巻き取ることを特徴とする耐衝撃性に優れる冷延鋼板の製造方法。
【００１２】
【発明の実施の形態】
発明者らは、冷延鋼板における上記静動比の目標値を達成させるべく、静動比の向上に効果的な組織であることを予め確認した２相組織鋼について詳細に研究した。その結果、この２相組織鋼におけるマルテンサイトの平均粒径を３μm以下、フェライトの平均粒径を５μm以下とし、かつ、マルテンサイトの体積率を５〜30％とすることにより、静動比の飛躍的増大が達成可能になるという知見を得た。
【００１３】
(1) 以下、この発明において、鋼の化学成分を上記のように限定した理由を説明する。
Ｃ：0.05〜0.20wt％
Ｃは、TiＣやNbＣの析出により鋼板の組織を微細化するため、また二相組織中のマルテンサイト相の強度と体積率を高めるために必要な元素である。その含有量が0.05wt％未満では、十分な量の炭化物およびマルテンサイト相が得られず、一方、0.20wt％を超えると、フェライト相中に固溶Ｃが存在し成形性を阻害する。したがってＣ含有量は、0.05〜0.20wt％、好ましくは0.07〜0.15wt％とする。
【００１４】
Si：0.01〜1.50wt％
Siは、フェライト相中の固溶Ｃをオーステナイト相中に濃化させ、鋼の焼入れ性を向上させるとともに、フェライト相の純度を高めことにより鋼板の成形性を向上させる作用を有している。この効果は、0.01wt％以上の添加で発揮されるが、1.50wt％を超えて添加すると、熱延母板の硬化により冷延性を劣化させるとともに、表面処理性も劣化させる。このため、Si含有量は0.01〜1.50wt％、好ましくは0.02〜1.00wt％とする。
【００１５】
Mn：0.5〜3.0wt％
Mnは、オーステナイト相を安定化させ、また焼入れ性を高め２相組織鋼を得るために有用な元素である。その効果は、0.5wt％未満では得られず、一方、含有量が3.0wt％を超えると、鋼板が硬化して冷延性を低下させる。したがって、Mnの含有量は、0.5〜3.0wt％の範囲とする。なお、好ましくは1.0〜2.0wt％の範囲とすることが推奨される。
【００１６】
Ｓ：0.010wt％以下
Ｓは、その含有量を低減することにより、鋼中の析出物が減少して加工性が向上する。このような効果は、Ｓ量を0.010wt％以下とすることで得られるが、より好ましくは0.008wt％以下がよい。
【００１７】
Ｐ：0.03〜0.15wt％
Ｐは、マルテンサイト生成のための臨界冷却速度を低下させるのに有効な元素である。0.03wt％未満ではその効果が得られない。一方、0.15wt％を超えて添加すると、熱延母板が顕著に硬化して冷延性が劣化する。したがって、Ｐ含有量は0.03〜0.15wt％の範囲、好ましくは0.05〜0.08wt％とする。
【００１８】
Cr：0.5〜2.0wt％
Crは、マルテンサイト生成のための臨界冷却速度を低下させるのに有効な元素である。0.5wt％未満ではその効果が得られず、一方、2.0wt％を超えて添加しても、その効果は飽和し、製造コスト上昇の不利を招く。したがって、Cr含有量は0.5〜2.0wt％、好ましくは0.5〜1.2wt％の範囲とする。
【００１９】
Mo：0.1〜1.0wt％
Moは、マルテンサイト生成のための臨界冷却速度を低下させるのに有効な元素である。0.5wt％未満ではその効果が得られず、一方、1.0wt％を超えて添加しても、その効果は飽和し、製造コスト上昇の不利を招く。したがって、Mo含有量は0.1〜1.0wt％、好ましくは0.2〜0.6wt％の範囲とする。
【００２０】
Ti：0.03〜1.0wt％
Tiは、TiＣを生成し、フェライトの結晶粒を微細化する作用を有する元素である。その効果は0.03wt％未満では得られず、一方、1.0wt％を超えて添加しても、その効果は飽和し、製造コストの上昇を招く。したがって、Ti含有量は0.03〜1.0wt％、好ましくは0.05〜0.4wt％の範囲とする。
【００２１】
Nb：0.01〜0.2wt％
Nbは、NbＣを生成し、フェライトの結晶粒を微細化する作用を有する元素である。その効果は0.01wt％未満では得られず、一方、0.2wt％を超えて添加しても、その効果は飽和し、製造コストの上昇を招く。したがって、Nb含有量は0.01〜0.2wt％、好ましくは0.03〜0.1wt％の範囲とする。
【００２２】
(2) また、本発明にかかる冷延鋼板においては、前述したように、平均粒径が３μm以下のマルテンサイトと平均粒径が５μm以下のフェライトとの２相組織とし、かつ前記マルテンサイトの体積率を５〜30％とする必要がある。その理由は、マルテンサイトの平均粒径３μm以下、フェライトの平均粒径５μm以下のうち一方の条件が満たされないと、衝突安全性を確保するために必要な十分な動的強度を得ることができないからである。また、マルテンサイトの体積率を５〜30％とするのは、マルテンサイト相の体積率が５％未満では衝突安全性を確保するための十分な動的強度が得られないからであり、一方、マルテンサイト相の体積率が30％を超えると、プレス成形性が著しく低下するからである。このため、鋼板中のマルテンサイト相の析出量は、体積比で５〜30％、好ましくは７〜15％の範囲とする。
【００２３】
(3) 次に、本発明にかかる鋼板は、鋼スラブを熱間圧延した後、冷間圧延、焼鈍して冷延鋼板とすることによって製造され、それぞれの製造条件は下記の範囲で行う必要がある。
【００２４】削除
【００２５】削除
【００２６】削除
【００２７】削除
【００２８】
冷延鋼板は、鋼素材を、900〜1150℃に加熱して熱間圧延し、冷間圧延ののち、700〜860℃に５〜300秒加熱保持し、その後30℃/sec以上の速度で冷却し、400℃以下で巻き取って製造される。これらの限定理由を以下に説明する。
【００２９】
熱間圧延における加熱温度を900〜1150℃とするのは、この温度範囲を外れると、平均粒径５μm以下のフェライト相を得ることができなくなり、耐衝撃性を低下させるからである。冷延板を焼鈍する際に700〜860℃に５〜300秒間加熱保持するのは、700℃未満の温度あるいは５秒未満の保持時間では、十分なマルテンサイト相が得られず、一方、300秒間を超えて保持するかもしくは860℃を超えて加熱すると、マルテンサイト量が30％を超えるか、もしくはマルテンサイト相が３μmを超えて生成してしまうからである。したがって、冷延板の焼鈍は700〜860℃の温度範囲で５秒〜300秒間加熱保持する。なお、加熱保持の好ましい温度範囲は770〜830℃、時間は10〜60秒である。
【００３０】
上記温度範囲で焼鈍したのち、続いて30℃/sec以上の速度で400℃まで冷却するのは、400℃までの冷却速度が30℃/sec未満では体積比で５％以上のマルテンサイト相が得られないからである。なお、好ましい冷却速度は50〜100℃/secである。
【００３１】
上述した以外の熱間圧延、冷間圧延、焼鈍などの各操業条件は常法に従う条件でよく、好ましい操業条件を例示すれば次のとおりである。熱間圧延における圧下率は98〜99.9％、また、冷間圧延における圧下率は70〜80％とするのがよい。なお、この発明は、上述した冷延鋼板を素材とした表面処理鋼板においても、冷延鋼板と全く同様な静動比向上の効果を付与することができる。また、本発明鋼および発明法は主として自動車用鋼板を対象としてはいるが、高歪速度下での強度を要求される他の用途にも同様に有効であることはいうまでもない。
【００３２】削除
【００３３】
【表１】
【００３５】削除
【００３６】削除
【００３７】
【実施例】
実施例１
表１に示す化学組成の鋼片を、熱間圧延して3.0mm厚の熱延鋼板とし、この熱延鋼板をさらに0.7mm厚まで冷間圧延し、さらにこの冷延板を連続焼鈍設備を用いて焼鈍し冷延鋼板とした。このときの、熱間圧延の際の加熱温度、焼鈍後の冷却条件（記号は図１参照）を表４に示す。また、表１の鋼１については、さらに焼鈍後に表５に示すような種々の条件で冷却して、同様に0.7mm厚の冷延鋼板とした。得られた冷延鋼板から、平行部の幅５mm、長さ７mmの引張試験片を採取し、歪速度が103 (s-1)と10-3 (s-1)の引張試験を行い、それぞれの降伏応力から静動比を求めた。測定した特性値をそれぞれ表４および表５に併せて示す。
【００３８】
【表４】
【表５】
表４および表５に示す結果から明らかなように、本発明に従う鋼板は、いずれも静動比が目標値である2.4を超えて2.5以上の特性を示した。これに対し比較例では静動比の目標値が得られなかった。
【００４１】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明によれば、鋼板の化学組成および組織を適正に制御することによって、静動比2.5以上の極めて高い耐衝撃性を満たすことができる。したがって、本発明によれば、プレス成形性を損なうことなく、自動車車体の軽量化と安全性の向上を、一層高めることが可能となる。
【図面の簡単な説明】
【図１】焼鈍後の冷却条件を示す図である。
Claims (2)
- Ｃ：0.05〜0.20wt％、Si：0.01〜1.50wt％、Mn：0.5〜3.0wt％、Ｓ：0.010wt％以下、を含み、かつＰ：0.03〜0.15wt％、Cr：0.5〜2.0wt％、およびMo：0.1〜1.0wt％から選ばれる１種または２種以上を含有し、さらにTi：0.03〜1.0wt％およびNb：0.01〜0.2wt％から選ばれる１種または２種を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、平均粒径が３μm以下のマルテンサイトと平均粒径が５μm以下のフェライトとの２相組織からなり、かつ前記マルテンサイトの体積率が５〜３０％であることを特徴とする耐衝撃性に優れる冷延鋼板。
- Ｃ：0.05〜0.20wt％、Si：0.01〜1.50wt％、Mn：0.5〜3.0wt％、Ｓ：0.010wt％以下、を含み、かつＰ：0.03〜0.15wt％、Cr：0.5〜2.0wt％、およびMo：0.1〜1.0wt％から選ばれる１種または２種以上を含有し、さらにTi：0.03〜1.0wt％およびNb：0.01〜0.2wt％から選ばれる１種または２種を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼素材を、900〜1150℃に加熱して熱間圧延し、冷間圧延したのち、700〜860℃に５〜300秒間加熱保持し、その後30℃/sec以上の速度で冷却し、400℃以下で巻き取ることを特徴とする耐衝撃性に優れる冷延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP26327795A JP3582182B2 (ja) | 1995-10-11 | 1995-10-11 | 耐衝撃性に優れる冷延鋼板ならびにその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP26327795A JP3582182B2 (ja) | 1995-10-11 | 1995-10-11 | 耐衝撃性に優れる冷延鋼板ならびにその製造方法 |
Related Child Applications (2)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2003408357A Division JP3876879B2 (ja) | 2003-12-08 | 2003-12-08 | 耐衝撃性に優れる自動車用高張力熱延鋼板 |
| JP2003408356A Division JP2004137606A (ja) | 2003-12-08 | 2003-12-08 | 耐衝撃性に優れる熱延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH09111396A JPH09111396A (ja) | 1997-04-28 |
| JP3582182B2 true JP3582182B2 (ja) | 2004-10-27 |
Family
ID=17387235
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP26327795A Expired - Fee Related JP3582182B2 (ja) | 1995-10-11 | 1995-10-11 | 耐衝撃性に優れる冷延鋼板ならびにその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3582182B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN105803321A (zh) * | 2016-03-23 | 2016-07-27 | 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 | 一种980MPa级含钒超细晶粒冷轧双相钢及其制备方法 |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP3320014B2 (ja) * | 1997-06-16 | 2002-09-03 | 川崎製鉄株式会社 | 耐衝撃特性に優れた高強度高加工性冷延鋼板 |
| JP4649868B2 (ja) * | 2003-04-21 | 2011-03-16 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
| JP5136609B2 (ja) | 2010-07-29 | 2013-02-06 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 成形性および耐衝撃性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
| CN102912244A (zh) * | 2012-10-23 | 2013-02-06 | 鞍钢股份有限公司 | 一种抗拉强度780MPa级热轧双相钢板及其制造方法 |
-
1995
- 1995-10-11 JP JP26327795A patent/JP3582182B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN105803321A (zh) * | 2016-03-23 | 2016-07-27 | 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 | 一种980MPa级含钒超细晶粒冷轧双相钢及其制备方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH09111396A (ja) | 1997-04-28 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP4071948B2 (ja) | 高予歪み時において高い焼付け硬化能を持つ高強度鋼板及びその製造方法 | |
| JP3039842B2 (ja) | 耐衝撃性に優れる自動車用熱延鋼板および冷延鋼板ならびにそれらの製造方法 | |
| JP3572894B2 (ja) | 耐衝突特性と成形性に優れる複合組織熱延鋼板およびその製造方法 | |
| JP3478128B2 (ja) | 延性及び伸びフランジ成形性に優れた複合組織型高張力冷延鋼板の製造方法 | |
| WO1998020180A1 (en) | Method for manufacturing high strength and high formability hot-rolled transformation induced plasticity steel containing copper | |
| JP3253880B2 (ja) | 成形性と耐衝突特性に優れる熱延高張力鋼板およびその製造方法 | |
| WO2004059026A2 (en) | Dual phase hot rolled steel sheets having excellent formability and stretch flangeability | |
| JPH10147838A (ja) | 耐衝撃性に優れた高強度鋼板及びその製造方法 | |
| JPH10259448A (ja) | 静的吸収エネルギー及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板並びにその製造方法 | |
| JP3876879B2 (ja) | 耐衝撃性に優れる自動車用高張力熱延鋼板 | |
| JP3582182B2 (ja) | 耐衝撃性に優れる冷延鋼板ならびにその製造方法 | |
| JP3458416B2 (ja) | 耐衝撃性に優れた冷延薄鋼板およびその製造方法 | |
| JP3772686B2 (ja) | 高張力鋼板およびその製造方法 | |
| JP3370436B2 (ja) | 耐衝撃性に優れた自動車用鋼板とその製造方法 | |
| JP3169293B2 (ja) | 耐衝撃性に優れた自動車用薄鋼板およびその製造方法 | |
| JP3538990B2 (ja) | 耐衝撃性に優れる高張力熱延鋼板およびその製造方法 | |
| JP3508657B2 (ja) | 延性および伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JP3403245B2 (ja) | 耐衝撃性に優れた自動車用鋼板とその製造方法 | |
| KR100470640B1 (ko) | 고강도 소부경화형 냉연강판 및 그 제조방법 | |
| KR970009089B1 (ko) | 잔류오스테나이트를 다량 함유한 고연성 고강도 열연강판 및 그 제조방법 | |
| JP3538981B2 (ja) | 耐衝撃性に優れる自動車用鋼板 | |
| JP2004137606A (ja) | 耐衝撃性に優れる熱延鋼板の製造方法 | |
| JP3172354B2 (ja) | 耐衝撃性に優れた薄鋼板 | |
| JP4287976B2 (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 | |
| KR100496532B1 (ko) | 성형성이 우수한 소부경화형 냉연강판 및 그 제조방법 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20031208 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20040302 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20040416 |
|
| 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: 20040706 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20040719 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20070806 Year of fee payment: 3 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20080806 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20080806 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090806 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090806 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100806 Year of fee payment: 6 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110806 Year of fee payment: 7 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120806 Year of fee payment: 8 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120806 Year of fee payment: 8 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130806 Year of fee payment: 9 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |