JP5660250B2 - 鋼材 - Google Patents

鋼材 Download PDF

Info

Publication number
JP5660250B2
JP5660250B2 JP2014510326A JP2014510326A JP5660250B2 JP 5660250 B2 JP5660250 B2 JP 5660250B2 JP 2014510326 A JP2014510326 A JP 2014510326A JP 2014510326 A JP2014510326 A JP 2014510326A JP 5660250 B2 JP5660250 B2 JP 5660250B2
Authority
JP
Japan
Prior art keywords
less
phase
steel
impact
content
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.)
Active
Application number
JP2014510326A
Other languages
English (en)
Other versions
JPWO2014014120A1 (ja
Inventor
河野　佳織
佳織 河野
田坂　誠均
誠均 田坂
嘉明 中澤
嘉明 中澤
泰明 田中
泰明 田中
富田　俊郎
俊郎 富田
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nippon Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel Corp
Priority date (The priority date 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 date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Nippon Steel Corp filed Critical Nippon Steel Corp
Priority to JP2014510326A priority Critical patent/JP5660250B2/ja
Application granted granted Critical
Publication of JP5660250B2 publication Critical patent/JP5660250B2/ja
Publication of JPWO2014014120A1 publication Critical patent/JPWO2014014120A1/ja
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B3/00—Rolling materials of special alloys so far as the composition of the alloy requires or permits special rolling methods or sequences ; Rolling of aluminium, copper, zinc or other non-ferrous metals
    • B21B3/02—Rolling special iron alloys, e.g. stainless steel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/26—Methods of annealing
    • C21D1/32—Soft annealing, e.g. spheroidising
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/34—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/004—Dispersions; Precipitations
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C2202/00—Physical properties

Description

本発明は、鋼材に関し、具体的には、衝撃荷重負荷時における割れの発生が抑制され、さらに有効流動応力が高い、衝撃吸収部材の素材として好適な鋼材に関する。本願は、２０１２年７月２０日に日本に出願された特願２０１２−１６１７３０号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
近年、地球環境保護の観点から、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おり、自動車用鋼材の高強度化が指向されている。これは、鋼材の強度を向上させることにより、自動車用鋼材の薄肉化が可能となるためである。一方、自動車の衝突安全性向上に対する社会的要求もいっそう高くなっており、単に鋼材の高強度化のみだけでなく、走行中に衝突した場合の耐衝撃性に優れた鋼材の開発も望まれている。
ここで、衝突時の自動車用鋼材の各部位は、数１０（ｓ−1）以上の高いひずみ速度で変形を受けるため、動的強度特性に優れた高強度鋼材が要求される。
このような高強度鋼材として、静動差（静的強度と動的強度との差）が高い低合金ＴＲＩＰ鋼や、マルテンサイトを主体とする第２相を有する複相組織鋼といった高強度複相組織鋼材が知られている。
低合金ＴＲＩＰ鋼に関しては、例えば、特許文献１に、動的変形特性に優れた自動車衝突エネルギー吸収用の加工誘起変態型高強度鋼板（ＴＲＩＰ鋼板）が開示されている。
また、マルテンサイトを主体とする第２相を有する複相組織鋼板に関しては、下記のような発明が開示されている。
特許文献２には、微細なフェライト粒からなり、結晶粒径が１.２μｍ以下のナノ結晶粒の平均粒径ｄｓと、結晶粒径が１.２μｍを超えるミクロ結晶粒の平均結晶粒径ｄＬとが、ｄＬ／ｄｓ≧３の関係を満足する、強度と延性バランスとが優れ、かつ静動差が１７０ＭＰａ以上である高強度鋼板が開示されている。
特許文献３には、平均粒径が３μｍ以下のマルテンサイトと平均粒径が５μｍ以下のマルテンサイトの２相組織からなり、静動比が高い鋼板が開示されている。
特許文献４には、平均粒径が３.５μｍ以下のフェライト相を７５％以上含有し、残部が焼き戻しマルテンサイトからなる衝撃吸収特性に優れる冷延鋼板が開示されている。
特許文献５には、予歪を加えてフェライトとマルテンサイトから構成される２相組織とし、５×１０2〜５×１０3／ｓの歪速度における静動差が６０ＭＰａ以上を満足する冷延鋼板が開示されている。
さらに、特許文献６には、８５％以上のベイナイトとマルテンサイトなどの硬質相のみからなる耐衝撃特性に優れた高強度熱延鋼板が開示されている。
日本国特開平１１−８０８７９号公報 日本国特開２００６−１６１０７７号公報 日本国特開２００４−８４０７４号公報 日本国特開２００４−２７７８５８号公報 日本国特開２０００−１７３８５号公報 日本国特開平１１−２６９６０６号公報
しかし、従来の衝撃吸収部材の素材である鋼材には、以下のような課題がある。すなわち、衝撃吸収部材（以下、単に「部材」ともいう。）の衝撃吸収エネルギーを向上するには、衝撃吸収部材の素材である鋼材（以下、単に「鋼材」ともいう。）の高強度化が必須である。
しかし、「塑性と加工」第４６巻第５３４号６４１〜６４５頁に、衝撃吸収エネルギーを決定づける平均荷重（Ｆave）が、
Ｆave∝（σＹ・ｔ2）／４
σＹ：有効流動応力
ｔ：板厚
として与えられることが開示されているように、衝撃吸収エネルギーは鋼材の板厚に大きく依存する。したがって、単に鋼材を高強度化することだけでは、衝撃吸収部材について薄肉化と高衝撃吸収性能とを両立させることには限界がある。
ここで、流動応力とは、塑性変形の開始時または開始後に塑性変形を引き続き起こさせるのに必要な応力のことであり、有効流動応力とは、鋼材の板厚、形状、衝撃時に部材にかかるひずみ速度を考慮した塑性流動応力を意味する。
ところで、例えば、国際公開第２００５／０１０３９６号パンフレット、国際公開第２００５／０１０３９７号パンフレット、さらには国際公開第２００５／０１０３９８号パンフレットにも開示されるように、衝撃吸収部材の衝撃吸収エネルギーはその形状にも大きく依存する。
すなわち、塑性変形仕事量を増大させるように衝撃吸収部材の形状を最適化することによって、単に鋼材を高強度化することだけでは達成し得ないレベルまで、衝撃吸収部材の衝撃吸収エネルギーを飛躍的に高めることができる可能性がある。
しかし、塑性変形仕事量を増大させるように衝撃吸収部材の形状を最適化したとしても、鋼材がその塑性変形仕事量に耐え得る変形能を有していなければ、想定していた塑性変形が完了する前に、衝撃吸収部材に早期に割れが生じてしまい、結果的に塑性変形仕事量を増大させることができず、衝撃吸収エネルギーを飛躍的に高めることができない。また、割れが早期に衝撃吸収部材に生じると、この衝撃吸収部材に隣接して配置された他の部材を損傷する等の予期せぬ事態を招きかねない。
従来は、衝撃吸収部材の衝撃吸収エネルギーが鋼材の動的強度に依存するとの技術思想に基づいて、鋼材の動的強度を高めることが指向されてきたが、単に鋼材の動的強度を高めることを指向するのでは顕著な変形能の低下を招く場合がある。このため、塑性変形仕事量を増大させるように衝撃吸収部材の形状を最適化したとしても、衝撃吸収部材の衝撃吸収エネルギーを飛躍的に高めることができるとは限らなかった。
また、そもそも上記技術思想に基づいて製造された鋼材の使用を前提として衝撃吸収部材の形状が検討されてきたため、衝撃吸収部材の形状の最適化は、当初から既存の鋼材の変形能を前提として検討されており、塑性変形仕事量を増大させるように、鋼材の変形能を高め、かつ衝撃吸収部材の形状を最適化するという検討自体が、これまで十分になされていなかった。
本発明は、有効流動応力が高く、従って衝撃吸収エネルギーが高いと同時に、衝撃荷重負荷時における割れの発生が抑制された、衝撃吸収部材の素材として好適な鋼材とその製造方法を提供することを課題とする。
上述したように、衝撃吸収部材の衝撃吸収エネルギーを高めるには、塑性変形仕事量を増大させるように、鋼材のみならず衝撃吸収部材の形状を最適化することが重要である。
鋼材に関しては、塑性変形仕事量を増大させることができる、衝撃吸収部材の形状の最適化を可能にするように、衝撃荷重負荷時における割れの発生を抑制しつつ、塑性変形仕事量を増大させるように有効流動応力を高めることが重要である。
本発明者らは、衝撃吸収部材の衝撃吸収エネルギーを高めるために、鋼材について、衝撃荷重負荷時における割れの発生を抑制し、さらに有効流動応力を高める方法を鋭意検討し、以下に列記する新たな知見を得た。
［衝撃吸収エネルギーの向上］
（１）鋼材の衝撃吸収エネルギーを高めるには、５％の真ひずみを付与した際の有効流動応力（以下、「５％流動応力」と記載する。）を高めることが有効である。
（２）５％流動応力を高めるには、降伏強度と低ひずみ域における加工硬化係数とを高めることが有効である。
（３）降伏強度を高めるには、鋼組織の微細化が必要である。
（４）低ひずみ域における加工硬化係数を高めるには、低ひずみ域における転位密度を効率的に高めることが有効である。
（５）低ひずみ域における転位密度を効率的に高めるには、結晶粒界の中で小角粒界（方位差角が１５°未満の粒界）の割合を高めることが有効である。この理由は、大角粒界は堆積した転位のシンク（消滅場所）となりやすいのに対し、小角粒界には転位が蓄積されやすく、このため、小角粒界の割合を高めることにより、低ひずみ域であっても転位密度を効率的に高めることが可能になるからである。
［衝撃荷重負荷時における割れの発生の抑制］
（６）衝撃吸収部材において、衝撃荷重負荷時に割れが発生すると、衝撃吸収エネルギーが低下する。また、当該部材に隣接する他の部材を損傷させる場合もある。
（７）鋼材の強度、特に、降伏強度を高めると、衝撃荷重負荷時における割れ（以下、「衝撃割れ」ともいう。）に対する感受性（以下、「衝撃割れ感受性」ともいう。）が高くなる。
（８）衝撃割れの発生を抑制するには、均一延性、局部延性および破壊靭性を高めることが有効である。
（９）均一延性を高めるには、フェライトを主相とし、残部がベイナイト、マルテンサイトおよびオーステナイトからなる群から選択された１種または２種以上を含有する第２相からなる複相組織とすることが有効である。
（１０）局部延性を高めるには、第２相を軟質なものとし、主相であるフェライトの塑性変形能と同等の塑性変形能を第２相に具備させることが有効である。
（１１）破壊靭性を高めるには、主相であるフェライトおよび第２相を微細化することが有効である。
本発明は上記の新たな知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。
［１］
化学組成が、質量％で、Ｃ：０.０５％超〜０.２％、Ｍｎ：１％〜３％、Ｓｉ：０.５％超〜１.８％、Ａｌ：０.０１％〜０.５％、Ｎ：０.００１％〜０.０１５％、ＴｉもしくはＶとＴｉの合計：０.１％超〜０.２５％、Ｔｉ：０.００１％以上、Ｃｒ：０％〜０.２５％、Ｍｏ：０％〜０.３５％、残部：Ｆｅおよび不純物であり、鋼組織が、５０面積％以上のフェライトからなる主相と、ベイナイト、マルテンサイトおよびオーステナイトからなる群から選択される１種または２種以上を含む第２相を有する複相組織であり、前記第２相の平均ナノ硬さが６.０ＧＰａ未満、３.５ＧＰａ超であり、結晶の方位差が２°以上となる境界を粒界と定義し、この粒界で囲まれる領域を結晶粒と定義した場合において、前記主相および前記第２相の全体の結晶粒の平均粒径が３μｍ以下であり、全粒界の長さに占める方位差２°〜１５°未満の小角粒界の長さの割合が１５％以上である、鋼材。
［２］
質量％で、Ｃｒ：０．０５％〜０.２５％、Ｍｏ：０．１％〜０.３５％、からなる群から選択された１種または２種を含有する、［１］に記載の鋼材。
本発明によれば、衝撃荷重が負荷された時における衝撃吸収部材の割れの発生を抑制または解消でき、さらに有効流動応力の高い衝撃吸収部材を得ることが可能となるので、衝撃吸収部材の衝撃吸収エネルギーを飛躍的に高めることが可能となる。かかる衝撃吸収部材を適用することにより、自動車等の製品の衝突安全性を一層向上させることが可能になるので、産業上極めて有益である。
連続焼鈍熱処理の温度履歴を示す。 平均粒径に対する、第２相の硬さと軸圧潰試験による安定座屈率の関係を示すグラフである。○は割れが発生せず安定座屈したもの、△は１／２の確率で割れが発生したもの、×は２／２の確率で割れが発生し、不安定な座屈を生じたものである。 平均粒径と軸圧潰試験による平均圧潰荷重との関係を示すグラフである。
以下、本発明について詳しく説明する。
１．化学組成
なお、化学組成について以下に示す「％」は、特に説明がない限り、「質量％」を意味する。
（１）Ｃ：０.０５％超〜０.２％、
Ｃは、第２相に含有されるベイナイト、マルテンサイトおよびオーステナイトの生成を促進する作用、第２相の強度を高めることにより降伏強度および引張強度を向上させる作用、固溶強化により鋼を強化し、降伏強度および引張強度を向上させる作用を有する。Ｃ含有量が０.０５％以下では、上記作用による効果を得ることが困難な場合がある。したがって、Ｃ含有量は０.０５％超とする。一方、Ｃ含有量が０.２％を超えると、マルテンサイトやオーステナイトが過度に硬質化して、局部延性の著しい低下を招く場合がある。したがって、Ｃ含有量は０.２％以下とする。なお、本発明はＣ含有量が０．２％の場合を含む。
（２）Ｍｎ：１％〜３％、
Ｍｎは、ベイナイトおよびマルテンサイトに代表される第２相の生成を促進する作用、固溶強化により鋼を強化し降伏強度および引張強度を向上させる作用、固溶強化によりフェライトの強度を高め、高歪負荷条件下におけるフェライトの硬度を高めることにより局部延性を向上させる作用を有する。Ｍｎ含有量が１％未満では、上記作用による効果を得ることが困難な場合がある。したがって、Ｍｎ含有量は１％以上とする。好ましくは１.５％以上である。一方、Ｍｎ含有量が３％超では、マルテンサイトやオーステナイトが過剰に生成して、局部延性の著しい低下を招く場合がある。したがって、Ｍｎ含有量は３％以下とする。好ましくは２.５％以下である。なお、本発明はＭｎ含有量が１％の場合と３％の場合を含む。
（３）Ｓｉ：０.５％超〜１.８％、
Ｓｉは、ベイナイトやマルテンサイト中の炭化物の生成を抑制することにより、均一延性や局部延性を向上させる作用、および固溶強化により鋼を強化し、降伏強度および引張強度を向上させる作用を有する。Ｓｉの含有量が０.５％以下では、上記作用による効果を得ることが困難な場合がある。したがって、Ｓｉ量は０.５％超とする。好ましくは０.８％以上、さらに好ましくは１％以上である。一方、Ｓｉ含有量が１.８％を超えると、オーステナイトが過剰に残留し、衝撃割れ感受性が著しく高くなる場合がある。したがって、Ｓｉ含有量は１.８％以下とする。好ましくは１.５％以下、さらに好ましくは１.３％以下である。なお、本発明はＳｉ含有量が１．８％の場合を含む。
（４）Ａｌ：０.０１％〜０.５％、
Ａｌは、脱酸により鋼中の介在物の生成を抑制し、衝撃割れを防止する作用がある。しかし、Ａｌ含有量が０.０１％未満では上記作用による効果を得ることが困難である。したがって、Ａｌ含有量は０.０１％以上とする。一方、Ａｌ含有量が０.５％超では、酸化物や窒化物が粗大化し、かえって衝撃割れを助長する。したがって、Ａｌ含有量は０.５％以下とする。なお、本発明はＡｌ含有量が０．０１％の場合と０．５％の場合を含む。
（５）Ｎ：０.００１％〜０.０１５％、
Ｎは、窒化物を生成することにより、オーステナイトやフェライトの粒成長を抑制し、組織を微細化することにより、衝撃割れを抑制する作用を有する。しかし、Ｎ含有量が０.００１％未満では、上記作用による効果を得ることが困難である。したがって、Ｎ含有量は０.００１％以上とする。一方、Ｎ含有量が０.０１５％超では、窒化物が粗大化してしまい、却って衝撃割れを助長する。したがって、Ｎ含有量は０.０１５％以下とする。なお、本発明はＮ含有量が０．００１％の場合と０．０１５％の場合を含む。
（６）ＴｉもしくはＶとＴｉの合計：０.１％超〜０.２５％、
ＴｉおよびＶは、ＴｉＣやＶＣなどの炭化物を鋼中に生成し、フェライトの粒成長に対するピンニング効果により結晶粒の粗大化を抑制して、衝撃割れを抑制する作用を有する。さらに、ＴｉＣやＶＣによる析出強化により鋼を強化し、降伏強度および引張強度を向上させる作用を有する。ＴｉもしくはＶとＴｉの合計の含有量が０.１％以下ではこれらの作用を得ることが困難である。したがって、ＴｉもしくはＶとＴｉの合計の含有量は０.１％超とする。好ましくは０.１５％以上である。一方、ＴｉもしくはＶとＴｉの合計の含有量が０.２５％超では、ＴｉＣやＶＣが過剰に生成してしまい、かえって衝撃割れ感受性を高める。したがって、ＴｉもしくはＶとＴｉの合計の含有量は０.２５％以下とする。好ましくは０.２３％以下である。なお、本発明はＴｉもしくはＶとＴｉの合計の含有量が０.２５％の場合を含む。
（７）Ｔｉ：０.００１％以上、
また、これらの作用は、Ｔｉを０．００１％以上含有させることにより一層顕著となる。したがって、Ｔｉを０．００１％以上含有させることが前提である。Ｖ含有量は０％でも良いが、０.１％以上とすることが好ましく、０.１５％以上とすることがさらに好ましい。衝撃割れ感受性を低減させる観点から、Ｖ含有量は０.２３％以下とすることが好ましい。また、Ｔｉ含有量は０.０１％以下とすることが好ましく、０.００７％以下とすることがさらに好ましい。
さらに、任意含有元素として、Ｃｒ、Ｍｏの１種又は２種を含有しても良い。
（８）Ｃｒ：０％〜０.２５％、
Ｃｒは任意含有元素であるが、焼き入れ性を高め、ベイナイトやマルテンサイトの生成を促進する作用、および固溶強化により鋼を強化し、降伏強度および引張強度を向上させる作用を有する。これらの作用をより確実に得るにはＣｒ：０.０５％以上であることが好ましい。しかし、Ｃｒ含有量が０.２５％を超えると、マルテンサイト相が過剰に生成し、衝撃割れ感受性を高める。したがって、Ｃｒを含有する場合は、その含有量は０.２５％以下とする。なお、本発明はＣｒの含有量が０.２５％の場合を含む。
（９）Ｍｏ：０％〜０.３５％、
Ｃｒと同様に、Ｍｏは任意含有元素であるが、焼き入れ性を高め、ベイナイトやマルテンサイトの生成を促進する作用、および固溶強化により鋼を強化し、降伏強度および引張強度を向上させる作用を有する。これらの作用をより確実に得るにはＭｏ：０.１％以上であることが好ましい。しかし、Ｍｏ含有量が０.３５％を超えると、マルテンサイト相が過剰に生成し、衝撃割れ感受性を高める。したがって、Ｍｏを含有する場合は、その含有量は０.３５％以下とする。なお、本発明はＭｏの含有量が０.３５％の場合を含む。
本発明の鋼材は、以上の必須含有元素を含有し、さらに必要に応じて任意含有元素を含有し、残部：Ｆｅおよび不純物である。不純物としては、鉱石やスクラップ等の原料に含まれるもの、製造工程において含まれるものが例示される。但し、本発明の目的とする鋼材の特性を阻害しない範囲で、その他の成分を含有することは許容される。例えば、Ｐ、Ｓは鋼中に不純物として含有されるが、Ｐ、Ｓは以下のように制限されることが望ましい。
Ｐ：０．０２％以下、
Ｐは、粒界を脆弱にし、熱間加工性の悪化を招く。そこで、Ｐの上限は０．０２％以下とする。Ｐ含有量は少なければ少ないほど望ましいが、現実的な製造工程と製造コストの範囲内で脱Ｐすることを前提にすれば、Ｐの上限は０．０２％である。望ましくは０．０１５％以下である。
Ｓ：０．００５％以下、
Ｓは、粒界を脆弱にし、熱間加工性や延性の劣化を招く。そこで、Ｐの上限は０．００５％以下とする。Ｓ含有量は少なければ少ないほど望ましいが、現実的な製造工程と製造コストの範囲内で脱Ｓすることを前提にすれば、Ｓの上限は０．００５％である。望ましくは０．００２％以下である。
２．鋼組織
（１）複相組織
本発明に係る鋼組織は、高い降伏強度と低ひずみ域での高い加工硬化係数とを得ることで有効流動応力を高め、且つ、耐衝撃割れ性を兼ね備えるために、結晶粒が微細なフェライトを主相とし、さらに、結晶粒が微細なベイナイト、マルテンサイト、およびオーステナイトの１種または２種以上を含有する第２相を有する複相組織とする。
主相であるフェライトの面積率が５０％未満では、衝撃割れ感受性が高くなり、衝撃吸収特性が低下する。したがって、主相であるフェライトの面積率は５０％以上とする。フェライト面積率の上限は特に規定しない。主相であるフェライトの比率の増加に伴い、第２相の比率が低下すると、強度および加工硬化率が低下する。したがって、フェライト面積率の上限（換言すると第２相の面積率の下限）は強度レベルに応じて設定される。
第２相は、ベイナイト、マルテンサイトおよびオーステナイトからなる群から選択される１種または２種以上を含有する。第２相にはセメンタイトやパーライトが不可避的に含有される場合があるが、このような不可避的組織は５面積％以下であれば許容される。強度を高めるために、第２相の面積率は３５％以上であることが好ましく、４０％以上であることがさらに好ましい。
（２）フェライト（主相）および第２相の平均粒径：３μｍ以下
本発明が対象とする鋼材は、フェライトおよび第２相の全体の結晶粒の平均粒径を３μｍ以下とする。このような微細組織は圧延と熱処理の工夫で得られ、その場合、主相と第２相のどちらも微細化される。また、このような微細組織では、主相であるフェライトと第２相の各々について平均粒径を求めることは困難である。このため、本発明においては、主相であるフェライトと第２相との全体の平均粒径を規定する。
フェライトを主相とする鋼においてフェライトの平均粒径が微細化すると、降伏強度が向上し、したがって有効流動応力が高まる。フェライト粒径が粗大であると、降伏強度が不足し、衝撃吸収エネルギーが低下する。
また、ベイナイト、マルテンサイトおよびオーステナイトなどの第２相の微細化は、局部延性を向上させ、衝撃割れを抑制する。第２相の粒径が粗大であると、衝撃荷重を受けた場合に第２相内で脆性的な破壊が生じ易くなり、衝撃割れ感受性が高くなる。
したがって、上記平均粒径は３μｍ以下とする。好ましくは２μｍ以下である。上記平均粒径はより微細であることが好ましいが、通常の圧延と熱処理により得られるフェライト粒径の微細化には限界がある。また、第２相を過度に微細化すると、第２相の塑性変形能が低下して却って延性が低下する場合がある。したがって、上記平均粒径は０.５μｍ以上とすることが好ましい。
（３）全粒界の長さに占める方位差２°〜１５°未満の小角粒界の長さの割合：１５％以上
粒界は転位生成サイト、転位消滅サイト（シンク）および転位堆積サイトのいずれかの役割を有し、鋼材の加工硬化能に影響する。粒界のうち、方位差１５°以上の大角粒界は堆積した転位の消滅サイトになりやすい。一方、方位差２°〜１５°未満の小角粒界では転位の消滅が起こりにくく、転位密度の増加に寄与する。したがって、低ひずみ域での加工硬化係数を高め、有効流動応力を増加させるには、上記小角粒界の割合を高める必要がある。上記小角粒界の長さの割合が１５％未満では、低ひずみ域で加工硬化係数を高め、有効流動応力を増加させることが困難である。したがって、上記小角粒界の長さの割合を１５％以上とする。好ましくは２０％以上であり、さらに好ましくは２５％以上である。上記小角粒界の割合は高ければ高いほど好ましいが、通常の多結晶体で有しうる小角界面の割合には限界がある。すなわち、上記小角粒界の長さの割合は７０％以下とするのが現実的である。
この小角粒界の割合は、鋼板の圧延方向に平行な断面の板厚の１／４深さ位置でＥＢＳＤ（電子線後方散乱）解析を行って求められる。ＥＢＳＰ解析では、試料表面の測定領域が等間隔のグリッド状に数万点マッピングされ、各グリッド内について結晶方位が求められる。そこで、隣り合うグリッド間において結晶の方位差が２°以上となる境界を粒界と定義し、この粒界で囲まれる領域を結晶粒と定義する。方位差が２°未満になると、明確な粒界を形成しない。全粒界のうち、方位差２°〜１５°未満の粒界を小角粒界と定義し、粒界の総和の長さに対して、方位差２°〜１５°未満の小角粒界の長さの割合を求める。なお、フェライト（主相）および第２相の平均粒径は、同様に定義される結晶粒（方位差が２°以上となる粒界で囲まれる領域）の個数を単位面積中でカウントし、結晶粒の平均面積に基づいて円相当直径として求めることができる。
（４）第２相の平均ナノ硬さ：６.０ＧＰａ未満
ベイナイト、マルテンサイトおよびオーステナイトなどの第２相の硬さの増加とともに、局部延性が低下する。具体的には、第２相の平均ナノ硬さが６.０ＧＰａを超えると局部延性の低下により衝撃割れ感受性が高くなる。したがって、第２相の平均ナノ硬さは６.０ＧＰａ以下とする。
ここで、ナノ硬さはナノインデンテーションを用いて、各相または組織の粒内のナノ硬さを測定することにより得られる値である。本発明では、キューブコーナー圧子を用い、押し込み荷重１０００μＮで得られるナノ硬さを採用する。局部延性向上のためには第２相の硬さは低い方が望ましいが、第２相が過度に軟化すると、材料強度が低下する。したがって、第２相の平均ナノ硬さは３.５ＧＰａ超であることが好ましく、４.０ＧＰａ超であることがより好ましい。
３．製造方法
本発明の鋼材を得るには、熱間圧延工程と熱処理工程の昇温過程とでＶＣやＴｉＣを適正に析出させ、ＶＣやＴｉＣによるピンニング効果により結晶粒の粗大化を抑制するとともに、その後の熱処理で複相組織の最適化を図ることが好ましい。そのためには以下の製造方法により製造することが好ましい。
（１）熱間圧延工程および冷却工程
上記化学組成を有するスラブを１２００℃以上として総圧下率５０％以上の多パス圧延を施し、８００℃以上９５０℃以下の温度域で熱間圧延を完了する。熱間圧延を完了後、６００℃／秒以上の冷却速度で圧延完了後０.４秒間以内に７００℃以下の温度域まで冷却し（この冷却を一次冷却ともいう。）、６００℃以上７００℃以下の温度域に０.４秒間以上保持する。その後、１００℃／秒未満の冷却速度で５００℃以下の温度域まで冷却し（この冷却を二次冷却ともいう。）、さらに０.０３℃／秒以下の冷却速度で室温まで冷却して熱延鋼板とする。最後の０.０３℃／秒以下の冷却速度での冷却は、巻取ったコイル状態で起こる冷却であるので、鋼板が鋼帯である場合には、二次冷却後に鋼帯を巻取ることで、最後の０.０３℃／秒以下の冷却速度での冷却が実現される。
ここで、前記一次冷却では、熱間圧延が実質的に完了した後、０.４秒間以内に７００℃以下の温度域まで急冷却が行われる。熱間圧延の実質的な完了とは、熱間圧延の仕上げ圧延で行われる複数パスの圧延のうち、最後に実質的な圧延が行われたパスを意味する。例えば、仕上げ圧延機の上流側のパスで実質的な最終圧下が行われ、仕上げ圧延機の下流側のパスでは実質的な圧延が行われない場合は、上流側のパスでの圧延が終了した後、０.４秒間以内に７００℃以下の温度域まで急冷却（一次冷却）が行われる。また、例えば、仕上げ圧延機の下流側のパスまで実質的な圧延が行われる場合は、下流側のパスでの圧延が終了した後、０.４秒間以内に７００℃以下の温度域まで急冷却（一次冷却）が行われる。なお、一次冷却は、基本的にはランナウトテーブルに配置された冷却ノズルによって行われるが、仕上げ圧延機の各パス間に配置されたスタンド間冷却ノズルによって行うこともできる。
前記一次冷却の冷却速度（６００℃／秒以上）と前記二次冷却の冷却速度（１００℃／秒未満）は、いずれもサーモトレーサーにより測定されるサンプル表面の温度（鋼板の表面温度）を基準とする。前記一次冷却における鋼板全体の冷却速度（平均冷却速度）は、表面温度基準の冷却速度（６００℃／秒以上）から換算して、２００℃／秒以上程度と推察される。
上記の熱間圧延工程および冷却工程により、Ｖの炭化物（ＶＣ）やＴｉの炭化物（ＴｉＣ）がフェライト粒界に高密度に析出した熱延鋼板が得られる。ＶＣおよびＴｉＣの平均粒径は１０ｎｍ以上、ＶＣおよびＴｉＣの平均粒子間距離は２μｍ以下であることが好ましい。
（２）冷間圧延工程
上記熱間圧延工程および冷却工程により得られた熱延鋼板は、そのまま後述する熱処理工程に供してもよいが、冷間圧延を施した後に後述する熱処理工程に供してもよい。
上記熱間圧延工程および冷却工程により得られた熱延鋼板に冷間圧延を施す場合には、圧下率３０％以上７０％以下の冷間圧延を施して冷延鋼板とする。
（３）熱処理工程（工程（Ｃ１）および（Ｃ２））
上記熱間圧延工程および冷却工程により得られた熱延鋼板または上記冷間圧延工程により得られた冷延鋼板を、２℃／秒以上２０℃／秒以下の平均昇温速度で７５０℃以上９２０℃以下の温度域まで昇温して該温度域に２０秒間以上１００秒間以下保持する（図１の焼鈍）。次いで５℃／秒以上２０℃／秒以下の平均冷却速度で４４０℃以上５５０℃以下の温度域まで冷却して該温度域で３０秒間以上１５０秒間以下保持する熱処理を施す（図１の過時効１〜３）。
上記平均昇温速度が２℃／秒未満では、昇温中にフェライトの粒成長が生じてしまい結晶粒が粗大化する。一方、上記平均昇温速度が２０℃／秒超では、昇温中のＶＣやＴｉＣの析出が不十分となり、結晶粒径はかえって粗大化する。
上記昇温後に保持する温度が７５０℃未満であったり９２０℃超であったりすると、目的とする複相組織が得ることが困難である。
上記平均冷却速度が５℃／秒未満では、フェライト量が過剰となり十分な強度を得ることが困難である。一方、上記平均冷却速度が２０℃／秒超では、硬質第２相が過剰に生成してしまい、衝撃割れ感受性を高める。
上記冷却後の保持は、第２相の軟質化を促進して、６.０ＧＰａ未満という第２相の平均ナノ硬さを確保するのに重要である。４４０℃以上５５０℃以下の温度域で３０秒間以上１５０秒間以下保持するという条件を満たさない場合には、所望の第２相の性質を得ることが困難である。この保持中に、温度は一定温度とする必要はなく、４４０℃以上５５０℃以下の温度域であれば連続的または段階的に変化させることができる（例えば、図１示すの過時効１〜３参照）。小角粒界およびＶやＴｉの析出物を制御する観点からは、段階的に変化させることが好ましい。すなわち、上記処理は、連続焼鈍におけるいわゆる過時効処理に相当する処理であるが、過時効処理工程の初期段階では、上部ベイナイト温度域で保持することで小角粒界の比率を高めることが好ましい。具体的には４８０℃以上５８０℃以下の温度域に保持することが好ましい。その後は、フェライト相や第２相に過飽和に残留しているＴｉやＶを析出させるため、４４０℃以上４８０℃以下の温度域に保持して析出核を生成させ、ついで、４８０℃以上５５０℃以下の温度域に保持して析出量を高めること好ましい。フェライト相や第２相中に析出したＶＣなどの微細炭化物は有効流動応力を向上させるため、上記の過時効処理により高密度に析出させることが望ましい。
本発明の鋼材は、こうして製造された熱延鋼板または冷延鋼板のままでもよく、あるいはこれから切断され、必要に応じて曲げ加工やプレス加工などの適当な加工を施されたものであってもよい。また、鋼板のまま、あるいは加工後にめっきを施されたものであってもよい。めっきは電気めっきと溶融めっきのいずれでもよく、めっき種に制限はないが、通常は亜鉛または亜鉛合金めっきである。
表１に示す化学組成を有するスラブ（厚さ：３５ｍｍ、幅：１６０〜２５０ｍｍ、長さ：７０〜９０ｍｍ）を用いて実験を行った。表１中、「−」は、積極的に含有させていないことを意味する。下線は、本発明の範囲外を示す。鋼種Ｅは、ＶとＴｉの合計含有量が下限値未満の比較例である。鋼種Ｆは、Ｔｉの含有量が下限値未満の比較例である。鋼種Ｈは、Ｍｎの含有量が下限値未満の比較例である。いずれの鋼種も１５０ｋｇの溶鋼を真空溶製して鋳造した後、炉内温度１２５０℃で加熱し、９５０℃以上の温度で熱間鍛造を行いスラブとした。
Figure 0005660250
上記スラブを、１２５０℃で１時間以内の再加熱後に、熱間圧延試験機を用いて、４パスの粗熱間圧延を施し、さらに３パスの仕上熱間圧延を施し、圧延完了後に一次冷却および二段階の冷却を実施し、熱延鋼板とした。熱間圧延条件を表２に示す。圧延完了直後の一次冷却および二次冷却は水冷により実施した。表中の巻取温度で二次冷却を終了し、コイルを放冷することにより０.０３℃／秒以下の冷却速度での室温までの冷却が実現された。熱間鋼板の板厚はいずれも２ｍｍとした。
Figure 0005660250
一部の熱延鋼板については冷間圧延を施した後、連続焼鈍シミュレータを用いて、すべての鋼板に、図１に示すヒートパターンおよび表３に示す条件で熱処理を施した。本実施例において、焼鈍温度から冷却した後の温度保持（実施例では過時効と称す。）を図１および表３に示すように３段階の異なる温度で実施したのは、小角粒界の比率とＶＣ炭化物の析出密度を増加させるためである。
Figure 0005660250
このようにして得られた熱延鋼板および冷延鋼板について、以下の調査を行った。
まず、供試鋼板から、圧延方向と垂直方向にＪＩＳ５号引張試験片を採取し、引張試験を行うことにより、５％流動応力、最大引張強さ（ＴＳ）、一様伸び（ｕ−Ｅｌ）を求めた。５％流動応力とは、引張試験において歪みが５％となる塑性変形時の応力であり、有効流動応力と比例関係にあり、その指標となる。
端面ダメージの影響を除去するために機械加工穴についてリーマー加工を施した以外は日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳ
Ｔ １００１−１９９６に準じて穴拡げ試験を行い、穴拡げ率を求めた。
鋼板の圧延方向に平行な断面の板厚の１／４深さ位置においてＥＢＳＤ解析を行った。ＥＢＳＤ解析において、結晶の方位差が２°以上となる境界を粒界と定義して、主相と第２相を区別せずに平均粒径を求めるとともに、粒界面方位差マップを作製した。全粒界のうち、方位差２°〜１５°未満の粒界を小角粒界とし、粒界の総和の長さに対して、方位差２°〜１５°未満の小角粒界の長さの割合を求めた。さらに、この解析で得られるイメージクオリティマップからフェライトの面積率を求めた。
第２相のナノ硬さはナノインデンテーション法によって求めた。圧延方向と平行に採取した断面試験片の板厚の１／４深さ位置をエメリー紙で研磨後、コロイダルシリカにてメカノケミカル研磨を行い、さらに電解研磨により加工層を除去して試験に供した。ナノインデンテーションはキューブコーナー圧子を用い、押し込み荷重１０００μＮで行った。この時の圧痕サイズは直径０.５μｍ以下である。各サンプルの第２相の硬さをランダムに２０点測定し、それぞれのサンプルの平均ナノ硬さを求めた。
さらに、上記鋼板を用いて角筒部材を作製し、軸方向の衝突速度６４ｋｍ／ｈで軸圧潰試験を実施し、衝突吸収性能を評価した。角筒部材の軸方向に垂直な断面の形状は正八角形として、角筒部材の軸方向長さは２００ｍｍとした。いずれも板厚は１ｍｍ、上記正八角形の１辺の長さ（角部の曲線部を除く直線部の長さ）（Ｗｐ）は１６ｍｍで評価した。各鋼板についてこのような角筒部材を２個ずつ作製し、軸圧潰試験に供した。評価は、軸圧潰時の平均荷重（２回の試験の平均値）および安定座屈率により実施した。安定座屈率は、軸圧潰試験において割れが生じなかった試験体の全試験体数に対する割合である。一般に、衝突吸収エネルギーが高くなると、圧潰途中で割れが生じる可能性が高まり、結果的に塑性変形仕事量を増大させることはできず、衝撃吸収エネルギーを高めることができない場合がある。つまり、いくら平均圧潰荷重（衝撃吸収性能）が高くても、安定座屈率が良好でないと、高い衝撃吸収性能を示すことができない。
以上の調査結果（鋼組織、機械特性、および軸圧潰特性）を表４にまとめて示す。
また、試験番号１〜１６の平均粒径に対する、第２相の硬さと安定座屈率の関係を図２にグラフで示す。図３は、粒径と平均圧潰荷重との関係を示すグラフである。
Figure 0005660250
表４および図２〜３からわかるように、本発明に係る鋼材は、軸圧潰による平均荷重が０.２９ｋＪ／ｍｍ２以上と高い。さらに、安定座屈率が２／２と良好な軸圧潰特性を示す。したがって、上述したクラッシュボックス、サイドメンバー、センターピラー、ロッカー、等の素材として用いるのに好適である。

Claims (2)

  1. 化学組成が、質量％で、
    Ｃ：０.０５％超〜０.２％、
    Ｍｎ：１％〜３％、
    Ｓｉ：０.５％超〜１.８％、
    Ａｌ：０.０１％〜０.５％、
    Ｎ：０.００１％〜０.０１５％、
    ＴｉもしくはＶとＴｉの合計：０.１％超〜０.２５％、
    Ｔｉ：０.００１％以上、
    Ｃｒ：０％〜０.２５％、
    Ｍｏ：０％〜０.３５％、
    残部：Ｆｅおよび不純物であり、
    鋼組織が、５０面積％以上のフェライトからなる主相と、ベイナイト、マルテンサイトおよびオーステナイトからなる群から選択される１種または２種以上を含む第２相を有する複相組織であり、
    前記第２相の平均ナノ硬さが６.０ＧＰａ未満、３.５ＧＰａ超であり、
    結晶の方位差が２°以上となる境界を粒界と定義し、この粒界で囲まれる領域を結晶粒と定義した場合において、前記主相および前記第２相の全体の結晶粒の平均粒径が３μｍ以下であり、全粒界の長さに占める方位差２°〜１５°未満の小角粒界の長さの割合が１５％以上である、鋼材。
  2. 質量％で、
    Ｃｒ：０．０５％〜０.２５％、
    Ｍｏ：０．１％〜０.３５％、
    からなる群から選択された１種または２種を含有する、請求項１に記載の鋼材。
JP2014510326A 2012-07-20 2013-07-22 鋼材 Active JP5660250B2 (ja)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2014510326A JP5660250B2 (ja) 2012-07-20 2013-07-22 鋼材

Applications Claiming Priority (4)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2012161730 2012-07-20
JP2012161730 2012-07-20
PCT/JP2013/069805 WO2014014120A1 (ja) 2012-07-20 2013-07-22 鋼材
JP2014510326A JP5660250B2 (ja) 2012-07-20 2013-07-22 鋼材

Publications (2)

Publication Number Publication Date
JP5660250B2 true JP5660250B2 (ja) 2015-01-28
JPWO2014014120A1 JPWO2014014120A1 (ja) 2016-07-07

Family

ID=49948940

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP2014510326A Active JP5660250B2 (ja) 2012-07-20 2013-07-22 鋼材

Country Status (15)

Country Link
US (1) US10378090B2 (ja)
EP (1) EP2876178B1 (ja)
JP (1) JP5660250B2 (ja)
KR (1) KR20150013891A (ja)
CN (1) CN104471094B (ja)
BR (1) BR112015000845A2 (ja)
CA (1) CA2878685C (ja)
ES (1) ES2828084T3 (ja)
IN (1) IN2014DN08577A (ja)
MX (1) MX2015000770A (ja)
PL (1) PL2876178T3 (ja)
RU (1) RU2599933C2 (ja)
TW (1) TWI484049B (ja)
WO (1) WO2014014120A1 (ja)
ZA (1) ZA201500132B (ja)

Families Citing this family (18)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101891019B1 (ko) 2014-05-29 2018-08-22 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 열처리 강재 및 그 제조 방법
MX2016015400A (es) * 2014-05-29 2017-02-22 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Material de acero tratado con calor y metodo para producir el mismo.
US11401571B2 (en) 2015-02-20 2022-08-02 Nippon Steel Corporation Hot-rolled steel sheet
WO2016132549A1 (ja) 2015-02-20 2016-08-25 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板
US10689737B2 (en) 2015-02-25 2020-06-23 Nippon Steel Corporation Hot-rolled steel sheet
WO2016135898A1 (ja) * 2015-02-25 2016-09-01 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板
TWI570248B (zh) * 2015-08-24 2017-02-11 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Steel plate
KR102115465B1 (ko) * 2016-01-28 2020-05-26 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 패널형 성형품, 차량용 도어, 및, 패널형 성형품의 제조 방법
EP3495527A4 (en) * 2016-08-05 2019-12-25 Nippon Steel Corporation STEEL SHEET, AND PLATED STEEL SHEET
MX2019000576A (es) * 2016-08-05 2019-09-02 Nippon Steel Corp Lámina de acero y lámina de acero chapada.
US10889879B2 (en) 2016-08-05 2021-01-12 Nippon Steel Corporation Steel sheet and plated steel sheet
BR112019000306B1 (pt) 2016-08-05 2023-02-14 Nippon Steel Corporation Chapa de aço e chapa de aço galvanizada
CN108396246B (zh) * 2017-02-08 2020-09-01 鞍钢股份有限公司 一种高碳钢盘条及其网状渗碳体析出控制方法
RU2649887C1 (ru) * 2017-05-10 2018-04-05 Акционерное общество "Концерн "Центральный научно-исследовательский институт "Электроприбор" Способ определения координат (пеленга и дистанции) и параметров движения (курса и скорости) морской шумящей цели
WO2019092483A1 (en) * 2017-11-10 2019-05-16 Arcelormittal Cold rolled and heat treated steel sheet and a method of manufacturing thereof
US11512359B2 (en) 2017-11-24 2022-11-29 Nippon Steel Corporation Hot rolled steel sheet and method for producing same
WO2019103120A1 (ja) * 2017-11-24 2019-05-31 日本製鉄株式会社 熱延鋼板及びその製造方法
JP2020059919A (ja) * 2018-10-09 2020-04-16 日本製鉄株式会社 鋼材およびその製造方法

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2005264323A (ja) * 2004-02-18 2005-09-29 Jfe Steel Kk 深絞り性と伸びフランジ性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
JP2009167467A (ja) * 2008-01-16 2009-07-30 Sumitomo Metal Ind Ltd 曲げ性に優れた高強度冷延鋼板
JP2011214073A (ja) * 2010-03-31 2011-10-27 Sumitomo Metal Ind Ltd 冷延鋼板およびその製造方法
JP2012001773A (ja) * 2010-06-17 2012-01-05 Sumitomo Metal Ind Ltd 鋼材および衝撃吸収部材
JP2012007649A (ja) * 2010-06-23 2012-01-12 Sumitomo Metal Ind Ltd 衝撃吸収部材
WO2012053044A1 (ja) * 2010-10-18 2012-04-26 住友金属工業株式会社 高速変形下での均一延性および局部延性に優れた熱延鋼板、冷延鋼板およびめっき鋼板

Family Cites Families (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3958842B2 (ja) 1997-07-15 2007-08-15 新日本製鐵株式会社 動的変形特性に優れた自動車衝突エネルギ吸収用加工誘起変態型高強度鋼板
JP3352938B2 (ja) 1998-03-19 2002-12-03 株式会社神戸製鋼所 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
JP3793350B2 (ja) 1998-06-29 2006-07-05 新日本製鐵株式会社 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
WO2001081640A1 (fr) * 2000-04-21 2001-11-01 Nippon Steel Corporation Plaque d'acier presentant une excellente aptitude a l'ebarbage et une resistance elevee a la fatigue, et son procede de production
TWI290177B (en) 2001-08-24 2007-11-21 Nippon Steel Corp A steel sheet excellent in workability and method for producing the same
JP4311049B2 (ja) 2003-03-18 2009-08-12 Ｊｆｅスチール株式会社 超微細粒組織を有し衝撃吸収特性に優れる冷延鋼板およびその製造方法
WO2005010398A1 (ja) 2003-07-28 2005-02-03 Sumitomo Metal Industries, Ltd. 衝撃吸収部材
DE602004027049D1 (de) 2003-07-28 2010-06-17 Sumitomo Metal Ind Aufprallaufnahmeglied
CN100504105C (zh) 2003-07-28 2009-06-24 住友金属工业株式会社 冲击吸收构件
JP3876879B2 (ja) 2003-12-08 2007-02-07 Ｊｆｅスチール株式会社 耐衝撃性に優れる自動車用高張力熱延鋼板
JP4408386B2 (ja) * 2004-04-19 2010-02-03 新日本製鐵株式会社 結晶粒の微細な複合組織高張力鋼
JP4681290B2 (ja) 2004-12-03 2011-05-11 本田技研工業株式会社 高強度鋼板及びその製造方法
EP1995336A1 (fr) * 2007-05-16 2008-11-26 ArcelorMittal France Acier à faible densité présentant une bonne aptitude à l'emboutissage
KR101482258B1 (ko) 2007-12-26 2015-01-13 주식회사 포스코 열간성형 가공성이 우수한 고강도 열연강판 및 이를 이용한성형품 및 그 제조방법
JP5438302B2 (ja) * 2008-10-30 2014-03-12 株式会社神戸製鋼所 加工性に優れた高降伏比高強度の溶融亜鉛めっき鋼板または合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2005264323A (ja) * 2004-02-18 2005-09-29 Jfe Steel Kk 深絞り性と伸びフランジ性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
JP2009167467A (ja) * 2008-01-16 2009-07-30 Sumitomo Metal Ind Ltd 曲げ性に優れた高強度冷延鋼板
JP2011214073A (ja) * 2010-03-31 2011-10-27 Sumitomo Metal Ind Ltd 冷延鋼板およびその製造方法
JP2012001773A (ja) * 2010-06-17 2012-01-05 Sumitomo Metal Ind Ltd 鋼材および衝撃吸収部材
JP2012007649A (ja) * 2010-06-23 2012-01-12 Sumitomo Metal Ind Ltd 衝撃吸収部材
WO2012053044A1 (ja) * 2010-10-18 2012-04-26 住友金属工業株式会社 高速変形下での均一延性および局部延性に優れた熱延鋼板、冷延鋼板およびめっき鋼板

Also Published As

Publication number Publication date
JPWO2014014120A1 (ja) 2016-07-07
MX2015000770A (es) 2015-05-07
EP2876178A4 (en) 2016-04-13
CA2878685C (en) 2017-06-06
CA2878685A1 (en) 2014-01-23
RU2015105394A (ru) 2016-09-10
EP2876178B1 (en) 2020-09-16
ZA201500132B (en) 2016-01-27
CN104471094B (zh) 2019-02-26
TWI484049B (zh) 2015-05-11
BR112015000845A2 (pt) 2017-06-27
PL2876178T3 (pl) 2021-01-25
KR20150013891A (ko) 2015-02-05
US20150071812A1 (en) 2015-03-12
CN104471094A (zh) 2015-03-25
WO2014014120A1 (ja) 2014-01-23
US10378090B2 (en) 2019-08-13
ES2828084T3 (es) 2021-05-25
RU2599933C2 (ru) 2016-10-20
TW201413009A (zh) 2014-04-01
EP2876178A1 (en) 2015-05-27
IN2014DN08577A (ja) 2015-05-22

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP5660250B2 (ja) 鋼材
US9809874B2 (en) Steel sheet suitable for impact absorbing member and method for its manufacture
JP5610102B2 (ja) 鋼材
JP6364755B2 (ja) 衝撃吸収特性に優れた高強度鋼材
JP5521813B2 (ja) 衝撃吸収部材
JP5880235B2 (ja) 鋼板の製造方法
JP2012255176A (ja) 鋼材および衝撃吸収部材
WO2014087511A1 (ja) 鋼材および衝撃吸収部材
JP2013216945A (ja) 鋼板および衝撃吸収部材
JP2012197516A (ja) 熱延鋼板の製造方法
JP6322973B2 (ja) 衝撃吸収特性に優れた高強度鋼
JP5035297B2 (ja) 熱延鋼板およびその製造方法
JP5240407B2 (ja) 動的強度に優れた複相熱延鋼板およびその製造方法
JP6379731B2 (ja) 高強度鋼材およびその製造方法
CN117616144A (zh) 冷轧钢板及其制造方法

Legal Events

Date Code Title Description
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: 20141104

A61 First payment of annual fees (during grant procedure)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61

Effective date: 20141117

R151 Written notification of patent or utility model registration

Ref document number: 5660250

Country of ref document: JP

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R151

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