JPH11189839A - 高い動的変形抵抗を有する高強度鋼板とその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 本発明は、フロントサイドメンバー等の衝突
時に高い衝撃エネルギー吸収能を示す高強度鋼板とその
製造方法を提供することを目的とする。 【解決手段】 最終的に得られる鋼板のミクロ組織がフ
ェライト、ベイナイトを含み、このいずれかを主相と
し、体積分率で３〜５０％の残留オーステナイトを含む
第３相との複合組織であり、かつ相当歪みで０％超１０
％以下の予変形を与えた後、５×１０² 〜５×１０
³ （１／ｓ）の歪み速度範囲で変形した時の３〜１０％
の相当歪み範囲における変形応力の平均値σｄｙｎ（MP
a)が予変形を与える前の５×１０^-4〜５×１０^-3（１／
ｓ）の歪み速度範囲で測定された静的な引張り試験にお
ける最大応力ＴＳ（MPa)によって表現される式σｄｙｎ
≧０．７６６×ＴＳ＋２５０を満足し、かつ歪み１〜５
％の加工硬化指数が０．０８０以上を満足する高い動的
変形抵抗を有する高強度鋼板である。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、自動車部材等に使
用され、衝突時の衝撃エネルギーを効率よく吸収するこ
とによって乗員の安全性確保に寄与することのできる高
い動的変形抵抗を有する高強度熱延鋼板および高強度冷
延鋼板とその製造方法に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】近年、自動車衝突時の乗員保護が自動車
の最重要性能として認識され、それに対するための高い
高速変形抵抗を示す材料への期待が高まっている。例え
ば、乗用車の前面衝突においては、フロントサイドメン
バーと呼ばれる部材にこのような材料を適用すれば、前
述の部材が圧潰することで衝撃のエネルギーが吸収さ
れ、乗員にかかる衝撃を緩和することができる。

【０００３】自動車の衝突時に各部位が受ける変形の歪
み速度は１０³ （１／ｓ）程度まで達するため、材料の
衝撃吸収性能を考える場合には、このような高歪み速度
領域での動的変形特性の解明が必要である。また、同時
に省エネルギー、ＣＯ₂ 排出削減を目指して自動車車体
の軽量化を同時に達成することが必須と考えられ、この
ために有効な高強度鋼板のニーズが高まっている。

【０００４】例えば、本発明者らは、ＣＡＭＰ−ＩＳＩ
Ｊ Ｖｏｌ．９（１９９６）ｐｐ．１１１２〜１１１５
に、高強度薄鋼板の高速変形特性と衝撃エネルギー吸収
能について報告し、その中で、１０³ （１／ｓ）程度の
高歪み速度領域での動的強度は、１０^-3（１／ｓ）の低
歪み速度での静的強度と比較して大きく上昇すること、
材料の強化機構によって変形抵抗の歪み速度依存性が変
化すること、この中で、ＴＲＩＰ（変態誘起塑性）型の
鋼やＤＰ（フェライト／マルテンサイト２相）型の鋼が
他の高強度鋼板に比べて優れた成形性と衝撃吸収能を兼
ね備えていることを報告している。

【０００５】また、残留オーステナイトを含む耐衝撃特
性に優れた高強度鋼板とその製造方法を提供するものと
して特開平７−１８３７２号公報には、衝撃吸収能を変
形速度の上昇に伴う降伏応力の上昇のみで解決すること
を開示しているが、衝撃吸収能を向上させるために、残
留オーステナイトの量以外に残留オーステナイトの性質
をどのように制御すべきかは明確にされていない。

【０００６】

【発明が解決しようとする課題】このように、自動車衝
突時の衝撃エネルギーの吸収に及ぼす部材構成材料の動
的変形特性はすこしづつ解明されつつあるものの、衝撃
エネルギー吸収能に優れた自動車部品用鋼材としてどの
ような特性に注目し、どのような基準に従って材料選定
を行うべきかは未だ明らかにされていない。また、自動
車用部品用鋼材はプレス成形によって要求された部品形
状に成形され、その後、一般的には塗装焼き付けされた
後に自動車に組み込まれ、実際の衝突現象に直面する。
しかしながら、このような予変形＋焼き付け処理を行っ
た後の鋼材の衝突時の衝撃エネルギー吸収能の向上にど
のような鋼材強化機構が適しているかも未だ明らかには
されていない。

【０００７】

【課題を解決するための手段】本発明は、フロントサイ
ドメンバー等の衝突時の衝撃エネルギー吸収を担う部品
に成形加工されて使用される鋼材で、高い衝撃エネルギ
ー吸収能を示す高強度鋼板とその製造方法を提供するこ
とを目的としている。先ず、本発明による高い衝撃エネ
ルギー吸収能を示す高強度鋼板は、 （１）最終的に得られる鋼板のミクロ組織がフェライト
および／またはベイナイトを含み、このいずれかを主相
とし、体積分率で３〜５０％の残留オーステナイトを含
む第３相との複合組織であり、かつ相当歪みで０％超１
０％以下の予変形を与えた後、５×１０² 〜５×１０³
（１／ｓ）の歪み速度範囲で変形した時の３〜１０％の
相当歪み範囲における変形応力の平均値σｄｙｎ（MPa)
が予変形を与える前の５×１０^-4〜５×１０^-3（１／
ｓ）の歪み速度範囲で測定された静的な引張り試験にお
ける最大応力ＴＳ（MPa)によって表現される式σｄｙｎ
≧０．７６６×ＴＳ＋２５０を満足し、かつ歪み１〜５
％の加工硬化指数が０．０８０以上を満足する高い動的
変形抵抗を有する高強度鋼板であり、 （２）上記（１）において、更に降伏強さ×歪み１〜５
％の加工硬化指数の値が４０以上を満足する高い動的変
形抵抗を有する高強度鋼板である。

【０００８】（３）また、最終的に得られる鋼板のミク
ロ組織がフェライトおよび／またはベイナイトを含み、
このいずれかを主相とし、体積分率で３〜５０％の残留
オーステナイトを含む第３相との複合組織であり、かつ
相当歪みで０％超１０％以下の予変形を与えた後、５×
１０² 〜５×１０³ （１／ｓ）の歪み速度範囲で変形し
た時の３〜１０％の相当歪み範囲における変形応力の平
均値σｄｙｎ(MPa）が予変形を与える前の５×１０^-4〜
５×１０^-3（１／ｓ）の歪み速度範囲で測定された静的
な引張り試験における最大応力ＴＳ（MPa)によって表現
される式σｄｙｎ≧０．７６６×ＴＳ＋２５０を満足
し、かつ、前記残留オーステナイト中の固溶〔Ｃ〕と鋼
材の平均Ｍｎ等量｛Ｍｎ ｅｑ＝Ｍｎ＋（Ｎｉ＋Ｃｒ＋
Ｃｕ＋Ｍｏ）／２｝によって決まる値（Ｍ）が、Ｍ＝６
７８−４２８×〔Ｃ〕−３３Ｍｎｅｑが７０以上２５０
以下であり、更に予変形を与える前の残留オーステナイ
ト体積分率と相当歪みで５％の予変形を与えた後の残留
オーステナイト体積分率の差が予変形を与える前の残留
オーステナイト体積分率の３０％以上であること、歪み
１〜５％の加工硬化指数が０．０８０以上であること、
前記残留オーステナイトの平均結晶粒径が５μｍ以下で
あること、前記残留オーステナイトの平均結晶粒径と、
主相であるフェライトもしくはベイナイトの平均結晶粒
径の比が、０．６以下で、主相の平均粒径が１０μｍ以
下、好ましくは６μｍ以下であること、マルテンサイト
の体積分率が３〜３０％、前記マルテンサイトの平均結
晶粒径が１０μｍ以下、好ましくは５μｍ以下であるこ
と、フェライトの体積分率が４０％以上であること、降
伏比が８５％以下、引張強さ×全伸びの値が２０，００
０以上であること、の何れかを満足する高い動的変形抵
抗を有する高強度鋼板である。

【０００９】（４）また、本発明の高強度鋼板は、重量
％で、Ｃ：０．０３％以上０．３％以下、ＳｉとＡｌの
一方または双方を合計で０．５％以上３．０％以下、必
要に応じてＭｎ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｃｕ，Ｍｏの１種または
２種以上を合計で０．５％以上３．５％以下含み、残部
がＦｅを主成分とする高強度鋼板であるか、この高強度
鋼板に更に必要に応じて、Ｎｂ，Ｔｉ，Ｖ，Ｐ，Ｂ，Ｃ
ａ，ＲＥＭの１種または２種以上を、Ｎｂ，Ｔｉ，Ｖに
おいては、それらの１種または２種以上を合計で０．３
％以下、Ｐにおいては０．３％以下、Ｂにおいては０．
０１％以下、Ｃａにおいては０．０００５％以上０．０
１％以下、ＲＥＭ：０．００５以上０．０５％以下を含
有し、残部がＦｅを主成分とする高い動的変形抵抗を有
する高強度鋼板である。

【００１０】（５）本発明における高い動的変形抵抗を
有する高強度熱延鋼板の製造方法としては、前記（４）
の成分組成を有する連続鋳造スラブを、鋳造ままで熱延
工程へ直送し、もしくは一旦冷却した後に再度加熱した
後、熱延し、Ａｒ₃ −５０℃〜Ａｒ₃ ＋１２０℃の温度
の仕上げ温度で熱延を終了し、熱延に引き続く冷却過程
での平均冷却速度を５℃／秒以上で冷却後、５００℃以
下の温度で巻き取ることを特徴とする熱延鋼板のミクロ
組織がフェライトおよび／またはベイナイトを含み、い
ずれかを主相とし、体積分率で３〜５０％の残留オース
テナイトを含む第３相との複合組織であり、かつ相当歪
みで０％超１０％以下の予変形を与えた後、５×１０²
〜５×１０³ （１／ｓ）の歪み速度範囲で変形した時の
３〜１０％の相当歪み範囲における変形応力の平均値σ
ｄｙｎ（MPa)が予変形を与える前の５×１０^-4〜５×１
０^-3（１／ｓ）の歪み速度範囲で測定された静的な引張
り試験における最大応力ＴＳ（MPa)によって表現される
式σｄｙｎ≧０．７６６×ＴＳ＋２５０を満足し、かつ
歪み１〜５％の加工硬化指数が０．０８０以上を満足す
る高い動的変形抵抗を有する高強度熱延鋼板の製造方
法、である。

【００１１】（６）前記（５）において、熱延の仕上げ
温度がＡｒ₃ −５０℃〜Ａｒ₃ ＋１２０℃の温度範囲に
おいて、メタラジーパラメーター：Ａが、（１）式およ
び（２）式を満たすような熱間圧延を行い、その後、ラ
ンアウトテーブルにおける平均冷却速度を５℃／秒以上
とし、更に前記メタラジーパラメーター：Ａと巻き取り
温度（ＣＴ）との関係が（３）式を満たすような条件で
巻き取る高い動的変形抵抗を有する高強度熱延鋼板の製
造方法、である。

【００１２】 ９≦ｌｏｇＡ≦１８ ・・・・・・・ （１） ΔＴ≧２１×ｌｏｇＡ−１７８ ・・ （２） ＣＴ≦６×ｌｏｇＡ＋３１２ ・・・ （３） （７）更に、本発明における高い動的変形抵抗を有する
高強度冷延鋼板の製造方法としては、前記（４）の成分
組成を有する連続鋳造スラブを、鋳造ままで熱延工程へ
直送し、もしくは一旦冷却した後に再度加熱した後、熱
延し、熱延後巻き取った熱延鋼板を酸洗後冷延し、連続
焼鈍工程で焼鈍して最終的な製品とする際に、０．１×
（Ａｃ₃ −Ａｃ₁ ）＋Ａｃ₁ ℃以上Ａｃ₃ ＋５０℃以下
の温度で１０秒〜３分焼鈍した後に、１〜１０℃／秒の
一次冷却速度で５５０〜７００℃の範囲の一次冷却停止
温度まで冷却し、引き続いて１０〜２００℃／秒の二次
冷却速度で１５０〜４５０℃の二次冷却停止温度まで冷
却した後、１５０〜５００℃の温度範囲で１５秒〜２０
分保持し、室温まで冷却すること、更に具体的な焼鈍後
の冷却条件が、０．１×（Ａｃ₃ −Ａｃ₁ ）＋Ａｃ₁ ℃
以上Ａｃ₃ ＋５０℃以下の温度で１０秒〜３分焼鈍した
後に、１〜１０℃／秒の一次冷却速度で５５０〜７２０
℃の範囲の二次冷却開始温度Ｔｑまで冷却し、引き続い
て１０〜２００℃／秒の二次冷却速度で、鋼材成分と焼
鈍温度Ｔｏで決まる温度：Ｔｅｍ−１００℃以上、Ｔｅ
ｍ以下の二次冷却終了温度Ｔｅまで冷却した後、Ｔｅ−
５０℃以上５００℃以下の温度Ｔｏａで１５秒〜２０分
保持し、室温まで冷却すること、を特徴とする最終的に
得られる冷延鋼板のミクロ組織がフェライトおよび／ま
たはベイナイトを含み、このいずれかを主相とし、体積
分率で３〜５０％の残留オーステナイトを含む第３相と
の複合組織であり、かつ相当歪みで０％超１０％以下の
予変形を与えた後、５×１０² 〜５×１０³ （１／ｓ）
の歪み速度範囲で変形した時の３〜１０％の相当歪み範
囲における変形応力の平均値σｄｙｎ(MPa）が予変形を
与える前の５×１０^-4〜５×１０^-3（１／ｓ）の歪み速
度範囲で測定された静的な引張り試験における最大応力
ＴＳ（MPa)によって表現される式σｄｙｎ≧０．７６６
×ＴＳ＋２５０を満足し、かつ歪み１〜５％の加工硬化
指数が０．０８０以上を満足する高い動的変形抵抗を有
する高強度冷延鋼板の製造方法、である。

【００１３】

【発明の実施の形態】自動車等のフロントサイドメンバ
ー等の衝突時の衝撃吸収用部材は、鋼板に曲げ加工やプ
レス成形加工を施すことによって製造される。自動車の
衝突時の衝撃は、このようにして加工された後に一般的
には塗装焼き付けされた後に加えられる。従って、この
ように部材への加工、塗装焼き付け処理が行われた後に
高い衝撃エネルギーの吸収能を示す鋼板が必要となる。

【００１４】本発明者らは、前記要求を満足する衝撃吸
収用部材としての高強度鋼板について長年の研究の結
果、このような成形加工された実部材において、鋼板に
適量の残留オーステナイトを含むことが優れた衝撃吸収
特性を示す高強度鋼板に適していることが判明した。す
なわち、最適なミクロ組織は、種々の置換型元素によっ
て容易に固溶強化されるフェライトおよび／またはベイ
ナイトを含み、このいずれかを主相とし、変形中に硬質
のマルテンサイトに変態する残留オーステナイトを体積
分率で３〜５０％含む第３相との複合組織である場合に
高い動的変形抵抗を示すことを見いだし、また、初期ミ
クロ組織の第３相にマルテンサイトを含む複合組織であ
る場合にも、或る特定の条件が満足されると高い動的変
形抵抗を有する高強度鋼板が得られることを見いだし
た。

【００１５】次に、本発明者らは、上記知見に基づき実
験・検討を進めた結果、フロントサイドメンバー等の衝
撃吸収用部材の成形加工に相当する予変形の量は、部位
によっては最大２０％以上に達する場合もあるが、相当
歪みとして０％超１０％以下の部位が大半であることも
見いだした。従って、この範囲の予変形の効果を把握す
ることで、部材全体としての予変形後の挙動を推定する
ことが可能であることを見いだした。従って、本発明に
おいては、部材への加工時に与えられる予変形量として
相当歪みにして０％超１０％以下の変形を選択した。

【００１６】図１は、本発明における衝突時の衝撃エネ
ルギー吸収能の指標である、５×１０² 〜５×１０
³ （１／ｓ）の歪み速度範囲で変形した時の３〜１０％
の相当歪み範囲における変形応力の平均値σｄｙｎと静
的な素材強度（ＴＳ）（これは、５×１０^-4〜５×１０
^-3（１／ｓ）の歪み速度範囲で測定された静的な引張り
試験における最大応力ＴＳ（MPa)をいう。）との関係を
示したものである。

【００１７】フロントサイドメンバー等の衝撃吸収用部
材は、ハット型の断面形状を有しており、このような部
材の高速での衝突圧潰時の変形を本発明者らが解析した
結果、最大では４０％以上の高い歪みまで変形が進んで
いるものの、吸収エネルギー全体の７０％以上が、高速
の応力−歪み線図の１０％以下の歪み範囲で吸収されて
いることを見いだした。従って、高速での衝突エネルギ
ーの吸収能の指標として、１０％以下での高速変形時の
動的変形抵抗を採用した。特に、歪み量として３〜１０
％の範囲が最も重要であることから、高速引張り変形５
×１０² 〜５×１０³ （１／ｓ）の歪み速度範囲で変形
した時の相当歪みで３〜１０％の範囲の平均応力σｄｙ
ｎを以て衝撃エネルギー吸収能の指標とした。

【００１８】この高速変形時の３〜１０％の平均応力σ
ｄｙｎは、予変形や焼き付け処理が行われる前の鋼材の
静的な引張り強度｛５×１０^-4〜５×１０^-3（１／ｓ）
の歪み速度範囲で測定された静的な引張り試験における
最大応力：ＴＳ（MPa)｝の上昇に伴って大きくなること
が一般的である。従って、鋼材の静的な引張り強度（こ
れは静的な素材強度と同義的である。）を増加させるこ
とは部材の衝撃エネルギー吸収能の向上に直接寄与す
る。しかしながら、鋼材の強度が上昇すると部材への成
形性が劣化し、必要な部材形状を得ることが困難にな
る。従って、同一の引張り強度（ＴＳ）で、高いσｄｙ
ｎを持つ鋼材が望ましい。この関係から、０％超・１０
％以下の予変形を与えた後、５×１０² 〜５×１０
³ （１／ｓ）の歪み速度範囲で変形した時の３〜１０％
の相当歪み範囲における変形応力の平均値σｄｙｎ（MP
a)が予変形を与える前の５×１０^-4〜５×１０^-3（１／
ｓ）の歪み速度範囲で測定された静的な引張り試験にお
ける最大応力ＴＳ（MPa)によって表現される式σｄｙｎ
−ＴＳ≧−０．２３４×ＴＳ＋２５０を満足する鋼材
は、実部材としての衝撃吸収エネルギー吸収能が他の鋼
材に比べて高く、部材の総重量を増加させることなく衝
撃吸収エネルギー吸収能を向上させ、高い動的変形抵抗
を有する高強度鋼板を提供することができることを見い
だした。なお上記関係式σｄｙｎ−ＴＳ≧−０．２３４
×ＴＳ＋２５０はσｄｙｎ≧０．７６６×ＴＳ＋２５０
と等価であるので、以降σｄｙｎ≧０．７６６×ＴＳ＋
２５０の式を用いて説明する。

【００１９】次に、本発明者らは、耐衝突安全性を向上
させるためには、歪み１〜５％の加工硬化指数で表され
る予加工時の加工硬化を高めることにより衝突開始時の
初期変形抵抗を増大させると共に、予変形時に変態した
マルテンサイトの存在を通じて衝突変形中の加工硬化を
高め、σｄｙｎを高めることが必要であることも知見し
た。すなわち、上記のように鋼材のミクロ組織を制御さ
れると、図２および図３に示すように、鋼の加工硬化指
数が０．０８０上、好ましくは０．１０８以上とするこ
と、また、降伏強さ×歪み１〜５％の加工硬化指数が４
０以上、好ましくは５４以上とすることで前述の耐衝突
安全性を高めることができる。自動車用部材の耐衝突安
全性の指標となる動的エネルギー吸収量と、鋼板の加工
硬化指数および降伏強さ×加工硬化指数との関係でみる
と、これらの値が増大すると動的エネルギー吸収量が向
上していることが分かり、自動車用部材の耐衝突安全性
の指標として、同一降伏強度レベルであれば鋼板の加工
硬化指数で、また、降伏強度が異なれば鋼板の降伏強さ
×加工硬化指数で評価することが妥当であると考える。

【００２０】動的エネルギー吸収量は、図４ａ、図４ｂ
および図４ｃに示したような衝撃圧壊試験法により次の
ようにして求めた。図４ｂに示すように鋼板を試験片形
状（コーナーＲ＝５mm）に成形し、先端径５．５mmの電
極によりチリ発生電流の０．９倍の電流で３５mmピッチ
でスポット溶接３をし、図４ａに示すように２つの天板
１間に試験片２を配設した部品（ハット型モデル）と
し、さらに１７０℃×２０分の焼き付け塗装を行った
後、図４ｃに示すように約１５０kgの落錘４を約１０ｍ
の高さから落下させ、ショック・アブソーバー６を設け
た架台５の上の部品を長手方向に圧壊し、その際の荷重
変位線図の面積から変位＝０〜１５０mmの変形仕事を算
出して、動的エネルギー吸収量とした。

【００２１】鋼板の歪み１〜５％の加工硬化指数、降伏
強さ×歪み１〜５％の加工硬化指数は次のようにして求
めた。すなわち、鋼板をＪＩＳ−５号試験片（標点距離
５０mm、平行部幅２５mm）に加工し、歪速度０．００１
／Ｓで引張試験し、降伏強さと加工硬化指数（歪み１〜
５％のｎ値）を求めた。以下に本発明における鋼材のミ
クロ組織について説明する。

【００２２】鋼板に適量の残留オーステナイトが存在す
ると、変形時（成形時）に歪みを受けることにより非常
に硬いマルテンサイトに変態するため、加工硬化指数を
高める作用やくびれを抑制して成形性を高める作用を有
している。前述した適量の残留オーステナイト量とは３
％〜５０％であることが好ましい。すなわち、残留オー
ステナイトの体積分率が３％未満では成形後の部材が衝
突変形を受けた際に優れた加工硬化能を発揮することが
できず、変形荷重が低いレベルに止まり変形仕事量が小
さくなるため、動的エネルギー吸収量が低く、耐衝突安
全性向上が達成できないと共に、くびれ抑制硬化が不足
して高い引張強さ×全伸びを得ることができない。一
方、残留オーステナイトの体積分率が５０％超では僅か
な成形加工歪みにより連鎖的な加工誘起マルテンサイト
変態が起こり、引張強さ×全伸び向上が期待できず、逆
に打ち抜き時の顕著な硬化に起因する穴拡げ比の劣化を
もたらし、更に部材成形が可能であったとしても成形後
の部材が衝突変形を受けた際に優れた加工硬化能を発揮
することができないという観点から前述の残留オーステ
ナイト量が決定されるものである。

【００２３】また、前述の残留オーステナイトの体積分
率が３％〜５０％という条件に加え、この残留オーステ
ナイトの平均結晶粒径が５μｍ以下、好ましくは３μｍ
以下とすることが望ましい条件となる。仮に、残留オー
ステナイトの体積分率が３％〜５０％を満たしていて
も、その平均結晶粒径が５μｍ超になると、鋼中に残留
オーステナイトを微細分散させることができないため、
この残留オーステナイトのもつ特性の向上作用が局所的
に止まるので好ましくない。また、好ましくは、前述し
た残留オーステナイトの平均結晶粒径と、主相であるフ
ェライトもしくはベイナイトの平均粒径の比が、０．６
以下で、主相の平均粒径が１０μｍ以下、好ましくは６
μｍ以下であるようなミクロ組織を有している場合に優
れた耐衝突安全性と成形性を示すことが明らかになっ
た。

【００２４】更に、本発明者らは、同一レベルの引張強
度（ＴＳ：MPa)に対して、前述した相当歪みで３％〜１
０％の範囲での平均応力：σｄｙｎは部材への加工が行
われる以前の鋼板中に含まれる残留オーステナイト中の
固溶炭素量：〔Ｃ〕で表記、（重量％）と鋼材の平均Ｍ
ｎ等量（Ｍｎ ｅｑ）：Ｍｎ ｅｑ＝Ｍｎ＋（Ｎｉ＋Ｃ
ｒ＋Ｃｕ＋Ｍｏ）／２、によって変化することが見いだ
された。残留オーステナイト中の炭素濃度は、Ｘ線解析
やメスバウアー分光により実験的に求めることができ、
例えば、ＭｏのＫα線を用いたＸ線解析によりフェライ
トの（２００）面、（２１１）面およびオーステナイト
の（２００）面、（２２０）面、（３１１）面の積分反
射強度を用いて、Journal of The Iron and Steel Inst
itute, 206 (1968), p60に示された方法にて算出でき
る。本発明者らが行った実験結果から、このようにして
得られた残留オーステナイト中の固溶炭素量〔Ｃ〕と鋼
材に添加されている置換型合金元素から求められるＭｎ
ｅｑを用いて計算される値：Ｍが、Ｍ＝６７８−４２
８×〔Ｃ〕−３３×Ｍｎ ｅｑが７０以上２５０以下
で、かつ予変形を与える前の残留オーステナイト体積分
率（Ｖ₀ ）と相当歪みで５％の予変形を与えた後の残留
オーステナイト体積分率（Ｖ₉ ）の差：｛（Ｖ₀）−
（Ｖ₃ ）｝が予変形を与える前の残留オーステナイト体
積分率の３０％以上である場合に、同一の静的引張強度
（ＴＳ）に対して大きなσｄｙｎを示すことが同時に見
いだされた。この場合において、Ｍ＞２５０では実質的
に変形中の残留オーステナイトの変態による強度上昇の
効果が極めて低い歪み領域にのみ限られるために、部材
への予変形時にほぼ全ての残留オーステナイトが浪費さ
れ、高速変形時のσｄｙｎの上昇に寄与しなくなること
から、Ｍの上限を２５０とした。また、Ｍが７０未満の
場合には、変形途中での残留オーステナイトの変態は進
行するものの、変態の進行が低歪み領域では十分に起こ
らないことから、相当歪みで３％〜１０％の範囲での平
均応力σｄｙｎが低いままに保たれ、静的な引張強度Ｔ
Ｓに対してσｄｙｎ≧０．７６６×ＴＳ＋２５０の関係
を満足しなくなるのでＭの下限を７０とした。

【００２５】また、残留オーステナイトの存在位置に関
しては、軟質なフェライトが主に変形時の歪みを受ける
ため、フェライトに隣接していない残留γ（オーステナ
イト）は歪みを受け難く、その結果１〜５％程度の変形
ではマルテンサイトへ変態し難くなり、その効果が薄れ
るため残留オーステナイトはフェライトに隣接すること
が好ましい。そのため、フェライトは、その体積分率が
４０％以上、好ましくは６０％以上で、かつその平均結
晶粒径（平均円相当径に相当）が１０μｍ以下、好まし
くは６μｍ以下であることが好ましい。前述したよう
に、フェライトは構成組織の中で最も軟質な組織である
ため、降伏強さ×歪み１〜５％の加工硬化指数および降
伏比を決定する重要な因子である。そのため、上記体積
分率の規制値内とすることが好ましい。更に、フェライ
トの体積分率増と細粒化により、未変態オーステナイト
の炭素濃度が増加して微細分散化するため、未変態オー
ステナイトから生成するマルテンサイトおよび残部組織
の微細化と残留オーステナイトの体積分率増・微細化に
有効に作用し、耐衝突安全性および成形性の向上に寄与
する。

【００２６】次に、マルテンサイトは、その体積分率が
３％〜３０％で、しかもその平均結晶粒径（平均円相当
径に相当）が１０μｍ以下、好ましくは６μｍ以下であ
ることが好ましい。マルテンサイトは、主に周囲のフェ
ライトに可動転位を発生させることにより降伏比の低
減、加工硬化指数の向上に寄与するため、上記規制値を
満足することにより、耐衝突安全性および成形性をより
一層向上させ、より好ましい特性レベルである降伏強さ
×歪み１〜５％の加工硬化指数≧５４、かつ降伏比≦７
５％を達成することができる。このマルテンサイトの体
積分率と平均結晶粒径との関係は、体積分率が少なくて
も平均結晶粒径が大きくても、その作用が局所的な影響
に止まり、前記特性を満足させることができなくなる。
なお、このマルテンサイトの存在位置に関しては、マル
テンサイトがフェライトに隣接していない場合、マルテ
ンサイトの可動転位等の影響はフェライトに及び難いた
め、その効果が薄れる。従って、マルテンサイトはフェ
ライトに隣接することが好ましい。上述したミクロ組織
および諸特性を創出する高強度鋼板の化学成分とその含
有規制値について説明する。本発明で使用される高強度
鋼板は、重量％で、Ｃ：０．０３％以上０．３％以下、
ＳｉとＡｌの一方または双方を合計で０．５％以上３．
０％以下、必要に応じてＭｎ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｃｕ，Ｍｏ
の１種または２種以上を合計で０．５％以上３．５％以
下含み、残部がＦｅを主成分とする高強度鋼板である
か、この高強度鋼板に更に必要に応じて、Ｎｂ，Ｔｉ，
Ｖ，Ｐ，Ｂ，ＣａまたはＲＥＭの１種または２種以上
を、Ｎｂ，Ｔｉ，Ｖにおいては、それらの１種または２
種以上を合計で０．３％以下、Ｐにおいては０．３％以
下、Ｂにおいては０．０１％以下、Ｃａにおいては０．
０００５％以上０．０１％以下、ＲＥＭ：０．００５以
上０．０５％以下を含有し、残部がＦｅを主成分とする
高い動的変形抵抗を有する高強度鋼板である。これらの
化学成分とその含有量（何れも重量％）について詳述す
る。

【００２７】Ｃ：Ｃは、オーステナイトを室温で安定化
させて残留させるために必要なオーステナイトの安定化
に貢献する最も安価な元素であるために、本発明におい
て最も重要な元素と言える。鋼材の平均Ｃ量は、室温で
確保できる残留オーステナイト体積分率に影響を及ぼす
のみならず、製造の加工熱処理中に未変態オーステナイ
ト中に濃化することで、残留オーステナイトの加工に対
する安定性を向上させることができる。しかしながら、
この添加量が０．０３％未満の場合には、最終的に残留
オーステナイト体積分率を３％以上確保することができ
ないので０．０３％を下限とした。一方、鋼材の平均Ｃ
量が増加するに従って確保可能な残留オーステナイト体
積分率は増加し、残留オーステナイト体積分率を確保し
つつ残留オーステナイトの安定性を確保することが可能
となる。しかしながら、鋼材のＣ添加量が過大になる
と、必要以上に鋼材の強度を上昇させ、プレス加工等の
成形性を阻害するのみならず、静的な強度上昇に比して
動的な応力上昇が阻害されると共に、溶接性を劣化させ
ることによって部品としての鋼材の利用が制限されるよ
うになるためにＣ量の上限を０．３％とした。

【００２８】Ｓｉ，Ａｌ：Ｓｉ，Ａｌは共にフェライト
の安定化元素であり、フェライト体積分率を増加させる
ことによって鋼材の加工性を向上させる働きがある。ま
た、Ｓｉ，Ａｌ共にセメンタイトの生成を抑制し、効果
的にオーステナイト中へＣを濃化させることを可能とす
ることから、室温で適当な体積分率のオーステナイトを
残留させるためには不可欠な添加元素である。このよう
なセメンタイト生成抑制機能を持つ添加元素としては、
Ｓｉ，Ａｌ以外にＰやＣｕ，Ｃｒ，Ｍｏ等が挙げられ、
このような元素を適切に添加することも同様な効果が期
待される。しかしながら、ＳｉとＡｌの１種もしくは双
方の合計が０．５％未満の場合には、セメンタイト生成
抑制の効果が十分でなく、オーステナイトの安定化に最
も効果的な添加されたＣの多くが炭化物の形で浪費さ
れ、本発明に必要な残留オーステナイト体積分率を確保
することができないか、もしくは残留オーステナイトの
確保に必要な製造条件が大量生産工程の条件に適しない
ため下限を０．５％とした。また、ＳｉとＡｌの１種も
しくは双方の合計が３．０％を超える場合には、母相で
あるフェライトもしくはベイナイトの硬質化や脆化を招
き、歪み速度上昇による変形抵抗の増加を阻害するばか
りでなく、鋼材の加工性の低下、靱性の低下、更には鋼
材コストの上昇を招き、また、化成処理等の表面処理特
性が著しく劣化するために３．０％を上限とした。ま
た、特に優れた表面性状が要求される場合には、Ｓｉ≦
０．１％とすることによりＳｉスケールを回避するか、
逆にＳｉ≧１．０％とすることによりＳｉスケールを全
面に発生させて目立たせなくすることも考えられる。

【００２９】Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｃｕ，Ｍｏ：Ｍｎ，Ｎ
ｉ，Ｃｒ，Ｃｕ，Ｍｏは全てオーステナイト安定化元素
であり、室温でオーステナイトを安定化させるためには
有効な元素である。特に、溶接性の観点からＣの添加量
が制限される場合には、このようなオーステナイト安定
化元素を適量添加することによって効果的にオーステナ
イトを残留させることが可能となる。また、これらの元
素はＡｌやＳｉほどではないがセメンタイトの生成を抑
制する効果があり、オーステナイトへのＣの濃化を助け
る働きもする。更に、これらの元素は、Ａｌ，Ｓｉと共
にマトリックスであるフェライトやベイナイトを固溶強
化させることによって、高速での動的変形抵抗を高める
働きも持つ。しかし、これらの元素の１種または２種以
上の添加の合計が０．５％未満の場合には、必要な残留
オーステナイトの確保ができなくなると共に、鋼材の強
度が低くなり、有効な車体軽量化が達成できなくなるこ
とから、下限を０．５％とした。一方、これらの合計が
３．５％を超える場合には、母相であるフェライトもし
くはベイナイトの硬質化を招き、歪み速度上昇による変
形抵抗の増加を阻害するばかりでなく、鋼材の加工性の
低下、靱性の低下、更には鋼材コストの上昇を招くため
に上限を３．５％とした。

【００３０】必要に応じて添加されるＮｂ，Ｔｉ，Ｖ
は、炭化物、窒化物、もしくは炭窒化物を形成すること
によって鋼材を高強度化することができるが、その合計
が０．３％を超える場合には母相であるフェライトやベ
イナイト粒内もしくは粒界に多量の炭化物、窒化物、も
しくは炭窒化物として析出し、高速変形時の可動転位発
生源となって高い動的変形抵抗を得ることができなくな
る。また、炭化物の生成は、本発明にとって最も重要な
残留オーステナイト中へのＣの濃化を阻害し、Ｃを浪費
することから上限を０．３％とした。

【００３１】また、必要に応じてＢ或いはＰが添加され
る。Ｂは、粒界の強化や鋼材の高強度化に有効である
が、その添加量が０．０１％を超えるとその効果が飽和
すると共に必要以上に鋼板強度を上昇させ、高速変形時
の変形抵抗の上昇を阻害すると共に、部品への加工性も
低下させることになるので、その上限を０．０１％とし
た。また、Ｐは、鋼材の高強度化や残留オーステナイト
の確保に有効であるが、０．２％を超えて添加された場
合には鋼材コストの上昇を招くばかりでなく、主相であ
るフェライト、ベイナイトの変形抵抗を必要以上に高
め、高速変形時の変形抵抗の上昇を阻害したり、耐置き
割れ性の劣化や疲労特性、靱性の劣化を招くことから
０．２％を上限とした。なお、二次加工性、靱性、スポ
ット溶接性、リサイクル性の劣化防止の観点から０．０
２％以下とすることが望ましい。また、不可避的不純物
として含まれるＳについては、硫化物系介在物による成
形性（特に穴拡げ比）、スポット溶接性の劣化防止の観
点から０．０１％以下とすることが望ましい。

【００３２】更に、Ｃａは、硫化物系介在物の形態制御
（球状化）により、成形性（特に穴拡げ比）を向上させ
るために０．０００５％以上添加するが、その効果の飽
和、前記介在物増加による逆の効果（穴拡げ比劣化）の
点から上限を０．０１％とした。また、ＲＥＭもＣａと
同様の効果があるためその添加量を０．００５％〜０．
０５％とした。

【００３３】次に、本発明による高強度鋼板を得るため
の製造方法について熱延鋼板および冷延鋼板のそれぞれ
の製造方法を詳細に説明する。本発明における高い動的
変形抵抗を有する高強度熱延鋼板および冷延鋼板とも、
その製造方法としては、前述した成分組成を有する連続
鋳造スラブを、鋳造ままで熱間圧延工程へ直送し、もし
くは一旦冷却した後に再度加熱した後、熱間圧延を行
う。この熱延においては、通常の連続鋳造に加え、薄肉
連続鋳造および熱延連続化技術（エンドレス圧延）の適
用も可能であるが、フェライト体積分率の低下、薄鋼板
ミクロ組織の平均結晶粒径の粗大化を考慮すると仕上げ
熱延入側における鋼片厚（初期鋼片厚）は２５mm以上と
することが好ましい。また、この熱間圧延においては、
最終パス圧延速度は上記の問題から５００mpm 以上、好
ましくは６００mpm 以上で熱延を行うことが好ましい。

【００３４】特に、高強度熱延鋼板の製造において、上
記熱間圧延における仕上げ温度は、鋼材の化学成分によ
って決まるＡｒ₃ −５０℃〜Ａｒ₃ ＋１２０℃の温度範
囲で行うことが好ましい。Ａｒ₃ −５０℃未満では加工
フェライトが生成し、動的変形抵抗σｄｙｎ、１〜５％
の加工硬化能、成形性を劣化させる。Ａｒ₃ ＋１２０℃
超では鋼板ミクロ組織の粗大化等から動的変形抵抗σｄ
ｙｎ、１〜５％の加工硬化能等を劣化させると共にスケ
ール疵の観点からも好ましくない。前述のようにして熱
間圧延された鋼板は巻き取り工程に入るが、その前にラ
ンアウトテーブル上で冷却される。この際の平均冷却速
度は５℃／ｓｅｃ以上である。冷却速度については残留
オーステナイト占積率の確保の観点から決定される。な
お、この冷却方法は一定の冷却速度で行っても、途中で
低冷却速度の領域を含むような複数種類の冷却速度の組
み合わせであってもよい。

【００３５】次に、熱間圧延された鋼板は巻き取り工程
に入り、５００℃以下の巻き取り温度で巻き取られるこ
とが好ましい。この巻き取り温度が５００℃を超えると
残留オーステナイト占積率の低下が起こる。また、マル
テンサイトを得たい場合にはこの巻き取り温度を３５０
℃以下とする。なお、前述の巻き取りの条件は、巻き取
り後そのまま熱延鋼板として供される場合の条件であ
り、更に冷延し、焼鈍して使用に供される冷延鋼板の場
合には上記制限条件は不要であり、通常の製造条件で巻
き取っても良い。

【００３６】特に、本発明においては熱延工程における
仕上げ温度、仕上げ入側温度と巻き取り温度との間には
相関関係があることを見いだした。すなわち、図５およ
び図６に示すように前記仕上げ温度、仕上げ入側温度と
巻き取り温度との間には一義的に決まる特定の条件があ
る。すなわち、熱延の仕上げ温度がＡｒ₃ −５０℃〜Ａ
ｒ₃ ＋１２０℃の温度範囲において、メタラジーパラメ
ーター：Ａが、（１）式および（２）式を満たすような
熱間圧延を行う。ただし、前記メタラジーパラメータ
ー：Ａとは以下のように表わすことができる。

【００３７】Ａ＝ε^M ×ｅｘｐ｛（７５２８２−４２７
４５×Ｃ_ep）／〔１．９７８×（ＦＴ＋２７３）〕｝ ただし、ＦＴ：仕上げ温度（℃） Ｃｅｑ：炭素当量＝Ｃ＋Ｍｎ_eq／６（％） Ｍｎ_eq：マンガン当量＝Ｍｎ＋（Ｎｉ＋Ｃｒ＋Ｃｕ＋Ｍ
ｏ）／２（％） ε^* ：最終パス歪み速度（ｓ^-1）

【００３８】

【数１】

【００３９】ｈ₁ ：最終パス入側板厚 ｈ₂ ：最終パス出側板厚 ｒ：（ｈ₁ −ｈ₂ ）／ｈ₁ Ｒ：ロール径 ｖ：最終パス出側速度 ΔＴ：仕上げ温度（仕上最終パス出側温度）−仕上げ入
側温度（仕上げ第一パス入側温度） Ａｒ₃ ：９０１−３２５Ｃ％＋３３Ｓｉ％−９２Ｍｎ_eq その後、ランアウトテーブルにおける平均冷却速度を５
℃／秒以上とし、更に前記メタラジーパラメーター：Ａ
と巻き取り温度（ＣＴ）との関係が（３）式を満たすよ
うな条件で巻き取ることが好ましい。

【００４０】 ９≦ｌｏｇＡ≦１８ ・・・・・・・ （１） ΔＴ≧２１×ｌｏｇＡ−１７８ ・・ （２） ＣＴ≦６×ｌｏｇＡ＋３１２ ・・・ （３） 前記（１）式において、ｌｏｇＡが９未満では残留γの
生成、ミクロ組織微細化の観点から不十分となり、動的
変形抵抗σｄｙｎ、１〜５％の加工硬化能等を劣化させ
る。また、ｌｏｇＡが１８超ではそれを達成するための
設備が過大となる。また、（２）式において、（２）式
の条件を満たさない場合には残留γが過度に安定とな
り、変形途中での残留γの変態は進行するものの、変態
の進行が低歪み領域では十分に起こらず、動的変形抵抗
σｄｙｎ、１〜５％の加工硬化能等を劣化させる。な
お、（２）式に示したようにΔＴの下限はｌｏｇＡの低
下により緩和される。また、設備の長大化、残留オース
テナイト体積分率の低下およびミクロ組織の粗大化の観
点からΔＴの上限を３００℃とするのが好ましい。更
に、巻き取り温度が（３）式の関係を満たさないと、残
留γ量確保に悪影響が出たり、残留γが得られた場合に
も残留γが過度に安定となり、変形途中での残留γの変
態は進行するものの、変態の進行が低歪み領域では十分
に起こらず、動的変形抵抗σｄｙｎ、１〜５％の加工硬
化能等を劣化させる。なお、巻き取り温度の限界はｌｏ
ｇＡの増大により緩和される。

【００４１】なお、初期マルテンサイト占積率≧３％の
場合にはＣＴ≦３５０℃としてもよい。但し、過度のマ
ルテンサイト生成を抑える意味からＣＴ≧２５０℃とす
ることが好ましい。次に、本発明による冷延鋼板は、熱
延、巻き取り後の各工程を経た鋼板を、圧下率４０％以
上で冷間圧延に付され、次いで前記冷間圧延を経た鋼板
は焼鈍に付される。この焼鈍は、図７に示すような焼鈍
サイクルを有する連続焼鈍が最適であり、この連続焼鈍
工程で焼鈍して最終的な製品とする際に、０．１×（Ａ
ｃ₃−Ａｃ₁ ）＋Ａｃ₁ ℃以上Ａｃ₃ ＋５０℃以下の温
度Ｔｏで１０秒〜３分焼鈍した後に、１〜１０℃／秒の
一次冷却速度で５５０〜７２０℃の範囲の一次冷却停止
温度Ｔｑまで冷却し、引き続いて１０〜２００℃／秒の
二次冷却速度で二次冷却停止温度Ｔｅまで冷却した後、
Ｔｏａで１５秒〜２０分保持し、室温まで冷却する。前
記焼鈍温度Ｔｏは、鋼材の化学成分によって決まる温度
Ａｃ₁ およびＡｃ₃ 温度（例えば、「鉄鋼材科学」：W.
C. Leslie著、丸善、p 273.）で表される０．１×（Ａ
ｃ₃ −Ａｃ₁ ）＋Ａｃ₁ ℃未満の場合には、焼鈍温度で
得られるオーステナイト量が少ないので、最終的な鋼板
中に安定して残留オーステナイトを残すことが出来ない
ため０．１×（Ａｃ₃ −Ａｃ₁ ）＋Ａｃ₁ ℃を下限とし
た。また、焼鈍温度がＡｃ₃ ＋５０℃を超えても何ら鋼
板の特性を改善できず、しかもコスト上昇を招くために
焼鈍温度の上限をＡｃ₃ ＋５０℃とした。この温度での
焼鈍時間は、鋼板の温度均一化とオーステナイト量の確
保のために最低１０秒以上必要であるが、３分を超える
と前記効果が飽和し、コスト上昇の原因となる。

【００４２】前記一次冷却は、オーステナイトからフェ
ライトへの変態を促し未変態のオーステナイト中にＣを
濃化させてオーステナイトの安定化を図るために必要で
ある。この冷却速度が１℃／秒未満にすると、長大な生
産ラインが必要になること、生産性が悪化する等の点か
ら１℃／秒が下限となる。一方、冷却速度が１０℃／秒
超になるとフェライト変態が十分起こらず、最終的な鋼
板中の残留オーステナイト確保が困難になるため１０℃
／秒を上限とした。この一次冷却が５５０℃未満まで行
なわれると、冷却中にパーライトが生成し、オーステナ
イト安定化元素であるＣの浪費が起こり、最終的に十分
な量の残留オーステナイトが得られなくなる。また、前
記冷却が７２０℃超までしか行われなかった場合にはフ
ェライト変態の進行が十分でなくなる。

【００４３】引き続き行われる二次冷却の急速冷却は、
冷却中にパーライト変態や鉄炭化物の析出が起こらない
ような冷却速度として最低１０℃／秒以上が必要になる
が、２００℃／秒超にすると設備能力上困難となる。ま
た、この二次冷却の冷却停止温度が１５０℃未満の場合
には、冷却前に残っていたオーステナイトのほぼ全てが
マルテンサイトに変態して最終的に残留オーステナイト
を確保できなくなる。また、この冷却停止温度が４５０
℃超になると最終的に得られる動的変形抵抗σｄｙｎが
低下する。

【００４４】鋼板中に残留しているオーステナイトを室
温で安定化させるためには、その一部をベイナイトに変
態させることでオーステナイト中の炭素濃度を更に高め
ることが好ましい。二次冷却停止温度がベイナイト変態
処理のために保持される温度より低温である場合には保
持温度まで加熱される。この時の加熱速度は５℃／秒〜
５０℃／秒の範囲であれば鋼板の最終的な特性を劣化さ
せることはない。また、逆に二次冷却停止温度がベイナ
イト処理温度よりも高温の場合は、ベイナイト処理温度
まで５℃／秒〜２００℃／秒の冷却速度で強制的に冷却
しても、予め目標温度が設定された加熱ゾーンに直接搬
送されても、鋼板の最終的な特性を劣化させることはな
い。一方、鋼板が１５０℃未満で保持された場合にも、
また５００℃超に保持された場合にも、十分な量の残留
オーステナイトを確保できないことから、保持温度の範
囲を１５０℃〜５００℃とした。この時、１５０℃〜５
００℃の保持が１５秒未満ではベイナイト変態の進行が
十分でないことから最終的に必要な量の残留オーステナ
イトを得ることができず、また２０分超ではベイナイト
変態後に鉄炭化物の析出やパーライト変態が起こり、残
留オーステナイト生成に不可欠なＣを浪費してしまい、
必要な量の残留オーステナイトを得ることができなくな
るために、保持時間を１５秒〜２０分の範囲とした。ベ
イナイト変態を促進させるために行う１５０℃〜５００
℃の保持は、等温での保持であっても、または、この温
度範囲であれば意識的の温度変化を与えても最終的な鋼
板の特性を劣化させることはない。

【００４５】更に、本発明における焼鈍後の好ましい冷
却条件としては、０．１×（Ａｃ₃−Ａｃ₁ ）＋Ａｃ₁
℃以上Ａｃ₃ ＋５０℃以下の温度で１０秒〜３分焼鈍し
た後に、１〜１０℃／秒の一次冷却速度で５５０〜７２
０℃の範囲の二次冷却開始温度Ｔｑまで冷却し、引き続
いて１０〜２００℃／秒の二次冷却速度で、鋼材成分と
焼鈍温度Ｔｏで決まる温度：Ｔｅｍ−１００℃以上、Ｔ
ｅｍ以下の二次冷却終了温度Ｔｅまで冷却した後、Ｔｅ
−５０℃以上５００℃以下の温度Ｔｏａで１５秒〜２０
分保持し、室温まで冷却する方法である。これは、図８
に示すような連続焼鈍サイクルにおける急冷終点温度Ｔ
ｅを成分と焼鈍温度Ｔｏとの関数として表し、ある限界
値以下で焼鈍する方法であり、更に過時効温度Ｔｏａの
範囲を前記急冷終点温度Ｔｅとの関係で規定したもので
ある。

【００４６】ここで、Ｔｅｍとは、急冷開始時点Ｔｑで
残留しているオーステナイトのマルテンサイト変態開始
温度である。すなわち、Ｔｅｍは、オーステナイト中の
Ｃ濃度の影響を除外した値（Ｔ１）とＣ濃度の影響を示
す値（Ｔ２）の差：Ｔｅｍ＝Ｔ１−Ｔ２である。ここ
で、Ｔ１とは、Ｃ以外の固溶元素濃度によって計算され
る温度であり、また、Ｔ２は鋼板の成分で決まるＡｃ₁
とＡｃ₃ および焼鈍温度Ｔｏによって決まるＴｑでの残
留オーステナイト中のＣ濃度から計算される温度であ
る。また、Ｃｅｑ^* は、前記焼鈍温度Ｔｏで残留してい
るオーステナイト中の炭素当量である。従って、Ｔ１
は、 Ｔ１＝５６１−３３×｛Ｍｎ％＋（Ｎｉ＋Ｃｒ＋Ｃｕ＋
Ｍｏ）／２｝、 また、Ｔ２は、 Ａｃ₁ ＝７２３−０．７×Ｍｎ％−１６．９×Ｎｉ％＋
２９．１×Ｓｉ％＋１６．９×Ｃｒ％、および、 Ａｃ₃ ＝９１０−２０３×（Ｃ％）^1/2 −１５．２×Ｎ
ｉ％＋４４．７×Ｓｉ％＋１０４×Ｖ％＋３１．５×Ｍ
ｏ％−３０×Ｍｎ％−１１×Ｃｒ％−２０×Ｃｕ％＋７
０×Ｐ％＋４０×Ａｌ％＋４００×Ｔｉ％、 と焼鈍温度Ｔｏにより表現され、 Ｃｅｑ^* ＝（Ａｃ₃ −Ａｃ₁ ）×Ｃ／（Ｔｏ−Ａｃ₁ ）
＋（Ｍｎ＋Ｓｉ／４＋Ｎｉ／７＋Ｃｒ＋Ｃｕ＋１．５Ｍ
ｏ）／６が、 ０．６超の場合には、Ｔ２＝４７４×（Ａｃ₃ −Ａ
ｃ₁ ）×Ｃ／（Ｔｏ−Ａｃ ₁ ）、０．６以下の場合に
は、Ｔ２＝４７４×（Ａｃ₃ −Ａｃ₁ ）×Ｃ／｛３×
（Ａｃ₃ −Ａｃ₁ ）×Ｃ＋〔（Ｍｎ＋Ｓｉ／４＋Ｎｉ／
７＋Ｃｒ＋Ｃｕ＋１．５Ｍｏ）／２−０．８５〕×（Ｔ
ｏ−Ａｃ₁ ）｝、により表現される。

【００４７】すなわち、Ｔｅが（Ｔｅｍ−１００）℃未
満の場合には、オーステナイトの殆ど全てがマルテンサ
イトに変態することから、必要な量の残留オーステナイ
トを得ることができない。また、ＴｅがＴｅｍを超える
と得られる鋼板が軟質となり、静的な強度（ＴＳ）から
期待される動的な強度が得られなくなるためにＴｅの上
限はＴｅｍとした。また、Ｔｏａが５００℃以上ではパ
ーライトもしくは鉄炭化物が生成し、残留オーステナイ
ト生成に不可欠なＣを浪費してしまい、必要な量の残留
オーステナイトが得られなくなる。一方、ＴｏａがＴｅ
−５０℃未満の場合には、付加的な冷却設備が必要であ
ったり、連続焼鈍炉の炉温と鋼板の温度差に起因した材
質のバラツキが大きくなることから、この温度を下限と
した。

【００４８】以上述べたような鋼板組成と製造方法を採
用することにより、鋼板のミクロ組織がフェライトおよ
び／またはベイナイトを含み、このいずかを主相とし、
体積分率で３〜５０％の残留オーステナイトを含む第３
相との複合組織であり、かつ相当歪みで０％超１０％以
下の予変形を与えた後、５×１０ ² 〜５×１０³ （１／
ｓ）の歪み速度範囲で変形した時の３〜１０％の相当歪
み範囲における変形応力の平均値σｄｙｎ（MPa)が予変
形を与える前の５×１０^-4〜５×１０^-3（１／ｓ）の歪
み速度範囲で測定された静的な引張り試験における最大
応力ＴＳ（MPa)によって表現される式σｄｙｎ≧０．７
６６×ＴＳ＋２５０を満足し、かつ歪み１〜５％の加工
硬化指数が０．０８０以上を満足する高い動的変形抵抗
を有する高強度鋼板を得ることが可能になる。なお、本
発明による鋼板は、焼鈍、調質圧延、電気めっき等を施
して目的とする製品とすることも可能である。

【００４９】

【実施例】次に本発明を実施例に基づいて説明する。 〈実施例１〉表１に示す１５種類の鋼材を１０５０〜１
２５０℃に加熱し、表２に示す製造条件にて、熱間圧
延、冷却、巻取を行い、熱延鋼板を製造した。本発明に
よる成分条件と製造条件を満足する鋼板は、表３と表４
に示すように残留オーステナイト中の固溶〔Ｃ〕と鋼材
の平均Ｍｎｅｑで決まるＭ値が７０以上２５０以下であ
る初期残留オーステナイトを体積分率で３％以上５０％
以下含有しているとともに、（初期残留オーステナイト
体積率−５％予変形後残留オーステナイト体積分率）／
初期残留オーステナイト体積分率≧０．３という適度な
安定性を有しており、何れもσｄｙｎ≧０．７６６×Ｔ
Ｓ＋２５０，１〜５％の加工硬化指数≧０．０８０，１
〜５％の加工硬化指数×降伏強さ≧４０という優れた耐
衝突安全性を示すとともに成形性とスポット溶接性をも
兼備していることが明らかである。

【００５０】

【表１】

【００５１】

【表２】

【００５２】

【表３】

【００５３】

【表４】

【００５４】〈実施例２〉表５に示す２５種類の鋼材を
Ａｒ３以上で熱延を完了し冷却後巻き取り、酸洗後冷延
した。その後、各鋼の成分からＡｃ１，Ａｃ３の各温度
を求め、表６に示すような焼鈍条件で加熱、冷却、保持
を行い、その後室温まで冷却した。本発明による製造条
件と成分条件を満足する各鋼板は、表７、表８に示すよ
うに、残留オーステナイト中の固溶〔Ｃ〕と鋼材の平均
Ｍｎｅｑで決まるＭ値が７０以上２５０以下で、何れも
σｄｙｎ≧０．０７６×ＴＳ＋２５０、歪み１〜５％の
加工硬化指数の値が４０以上という優れた耐衝突安全性
を示すことが明らかである。

【００５５】

【表５】

【００５６】

【表６】

【００５７】

【表７】

【００５８】

【表８】

【００５９】ミクロ組織は以下の方法で評価した。フェ
ライト、ベイナイト、マルテンサイト及び残部組織の同
定、存在位置の観察、及び平均結晶粒径（平均円相当
径）と占積率の測定はナイタール試薬及び特開昭５９−
２１９４７３に開示された試薬により鋼板圧延方向断面
を腐食した倍率１０００倍の光学顕微鏡写真により行っ
た。

【００６０】残留オーステナイトの平均円相当径は特願
平３−３５１２０９で開示された試薬により圧延方向断
面を腐食し、倍率１０００倍の光学顕微鏡写真より求め
た。また、同写真によりその存在位置を観察した。残留
オーステナイト体積分率（Ｖγ：単位は％）はＭｏ−Ｋ
α線によるＸ線解析で次式に従い、算出した。

【００６１】Ｖγ＝（２／３）｛１００／（０．７×α
（２１１）／γ（２２０）＋１）｝＋（１／３）｛１０
０／（０．７８×α（２１１）／γ（３１１）＋１）｝ 但し、α（２１１）、γ（２２０）、α（２１１）、γ
（３１１）は面強度を示す。残留γのＣ濃度（Ｃγ：単
位は％）はＣｕ−Ｋα線によるＸ線解析でオーステナイ
トの（２００）面、（２２０）面、（３１１）面の反射
角から格子定数（単位はオングストローム）を求め、次
式に従い、算出した。

【００６２】 Ｃγ＝（格子定数−３．５７２）／０．０３３ 特性評価は以下の方法で実施した。引張試験はＪＩＳ５
号（標点距離５０mm、平行部幅２５mm）を用い歪速度
０．００１／ｓで実施し、引張強さ（ＴＳ）、降伏強さ
（ＹＳ）、全伸び（Ｔ．Ｅｌ）、加工硬化指数（歪１％
〜５％のｎ値）を求め、ＹＳ×加工硬化指数、降伏比
（ＹＲ＝ＹＳ／ＴＳ×１００），ＴＳ×Ｔ．Ｅｌを計算
した。

【００６３】伸びフランジ性は２０mmの打ち抜き穴をバ
リのない面から３０度円錐ポンチで押し拡げ、クラック
が板厚を貫通した時点での穴径（ｄ）と初期穴径
（ｄ₀ ，２０mm）との穴拡げ比（ｄ／ｄ₀ ）を求めた。
スポット溶接性は鋼板板厚の平方根の５倍の先端径を有
する電極によりチリ発生電流の０．９倍の電流で接合し
たスポット溶接試験片をたがねで破断させた時にいわゆ
る剥離破断を生じたら不適とした。

【００６４】

【発明の効果】上述したように、本発明は従来にない優
れた耐衝突安全性および成形性を兼ね備えた自動車用高
強度熱延鋼板および冷延鋼板を低コストで、しかも安定
的に提供することが可能になり、高強度鋼板の使用用途
および使用条件が格段に拡大されるものである。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明における衝突時の衝撃エネルギー吸収能
の指標である、５×１０² 〜５×１０³ （１／ｓ）の歪
み速度範囲で変形した時の３〜１０％の相当歪み範囲に
おける変形応力の平均値σｄｙｎ−ＴＳとＴＳとの関係
を示す図。

【図２】鋼板の歪み１〜５％の加工硬化指数と動的エネ
ルギー吸収量（Ｊ）との関係を示す図。

【図３】鋼板の降伏強さ×歪み１〜５％の加工硬化指数
と動的エネルギー吸収量（Ｊ）との関係を示す図。

【図４】ａは、図３における動的エネルギー吸収量測定
用の衝撃圧壊試験に用いた部品（ハットモデル）の概観
図、ｂは、図４ａに用いた試験片の断面図、ｃは、衝撃
圧壊試験方法の模式図。

【図５】本発明における熱延工程におけるΔＴとメタラ
ジーパラメーターＡとの関係を示す図。

【図６】本発明における熱延工程における巻き取り温度
とメタラジーパラメーターＡとの関係を示す図。

【図７】本発明における連続焼鈍工程における焼鈍サイ
クルを示す模式図。

【図８】本発明における連続焼鈍工程における二次冷却
停止温度（Ｔｅ）とその後の保持温度（Ｔｏａ）との関
係を示す図。

Claims (14)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 最終的に得られる鋼板のミクロ組織がフ
   ェライトおよび／またはベイナイトを含み、このいずれ
   かを主相とし、体積分率で３〜５０％の残留オーステナ
   イトを含む第３相との複合組織であり、かつ相当歪みで
   ０％超１０％以下の予変形を与えた後、５×１０² 〜５
   ×１０³ （１／ｓ）の歪み速度範囲で変形した時の３〜
   １０％の相当歪み範囲における変形応力の平均値σｄｙ
   ｎ（MPa)が予変形を与える前の５×１０^-4〜５×１０^-3
   （１／ｓ）の歪み速度範囲で測定された静的な引張り試
   験における最大応力ＴＳ（MPa)によって表現される式σ
   ｄｙｎ≧０．７６６×ＴＳ＋２５０を満足し、かつ歪み
   １〜５％の加工硬化指数が０．０８０以上を満足するこ
   とを特徴とする高い動的変形抵抗を有する高強度鋼板。
2. 【請求項２】 更に、降伏強さ×歪み１〜５％の加工硬
   化指数の値が４０以上を満足することを特徴とする請求
   項１記載の高い動的変形抵抗を有する高強度鋼板。
3. 【請求項３】 最終的に得られる鋼板のミクロ組織がフ
   ェライトおよび／またはベイナイトを含み、このいずれ
   かを主相とし、体積分率で３〜５０％の残留オーステナ
   イトを含む第３相との複合組織であり、かつ相当歪みで
   ０％超１０％以下の予変形を与えた後、５×１０² 〜５
   ×１０³ （１／ｓ）の歪み速度範囲で変形した時の３〜
   １０％の相当歪み範囲における変形応力の平均値σｄｙ
   ｎ（MPa)が予変形を与える前の５×１０^-4〜５×１０^-3
   （１／ｓ）の歪み速度範囲で測定された静的な引張り試
   験における最大応力ＴＳ（MPa)によって表現される式σ
   ｄｙｎ≧０．７６６×ＴＳ＋２５０を満足し、かつ、前
   記残留オーステナイト中の固溶〔Ｃ〕と鋼材の平均Ｍｎ
   等量｛Ｍｎ ｅｑ＝Ｍｎ＋（Ｎｉ＋Ｃｒ＋Ｃｕ＋Ｍｏ）
   ／２｝によって決まる値（Ｍ）が、Ｍ＝６７８−４２８
   ×〔Ｃ〕−３３Ｍｎ ｅｑが７０以上２５０以下であ
   り、更に、予変形を与える前の残留オーステナイト体積
   分率と相当歪みで５％の予変形を与えた後の残留オース
   テナイト体積分率の差が予変形を与える前の残留オース
   テナイト体積分率の３０％以上であり、かつ歪み１〜５
   ％の加工硬化指数が０．０８０以上を満足することを特
   徴とする高い動的変形抵抗を有する高強度鋼板。
4. 【請求項４】 前記残留オーステナイトの平均結晶粒径
   が５μｍ以下であり、かつ前記残留オーステナイトの平
   均結晶粒径と、主相であるフェライトもしくはベイナイ
   トの平均結晶粒径の比が、０．６以下で、主相の平均粒
   径が１０μｍ以下、好ましくは６μｍ以下であることを
   特徴とする請求項１〜３の何れか１項に記載の高い動的
   変形抵抗を有する高強度鋼板。
5. 【請求項５】 マルテンサイトの体積分率が３〜３０
   ％、前記マルテンサイトの平均結晶粒径が１０μｍ以
   下、好ましくは５μｍ以下であることを特徴とする請求
   項１〜４の何れか１項に記載の高い動的変形抵抗を有す
   る高強度鋼板。
6. 【請求項６】 前記フェライトの体積分率が４０％以上
   であることを特徴とする請求項１〜５の何れか１項に記
   載の高い動的変形抵抗を有する高強度鋼板。
7. 【請求項７】 降伏比が８５％以下、引張強さ×全伸び
   の値が２０，０００以上であることを特徴とする請求項
   １〜６の何れか１項に記載の高い動的変形抵抗を有する
   高強度鋼板。
8. 【請求項８】 前記鋼板が、重量％で、Ｃ：０．０３％
   以上０．３％以下、ＳｉとＡｌの一方または双方を合計
   で０．５％以上３．０％以下、必要に応じてＭｎ，Ｎ
   ｉ，Ｃｒ，Ｃｕ，Ｍｏの１種または２種以上を合計で
   ０．５％以上３．５％以下含み、残部がＦｅを主成分と
   することを特徴とする請求項１〜７の何れか１項に記載
   の高い動的変形抵抗を有する高強度鋼板。
9. 【請求項９】 前記鋼板が、更に必要に応じて、重量％
   で、Ｎｂ，Ｔｉ，Ｖ，ＰまたはＢの１種または２種以上
   を、Ｎｂ，Ｔｉ，Ｖにおいては、それらの１種または２
   種以上を合計で０．３％以下、Ｐにおいては０．３％以
   下、Ｂにおいては０．０１％以下を含有することを特徴
   とする請求項８記載の高い動的変形抵抗を有する高強度
   鋼板。
10. 【請求項１０】 前記鋼板が、更に必要に応じて、重量
    ％で、Ｃａ：０．０００５％以上０．０１％以下、ＲＥ
    Ｍ：０．００５以上０．０５％以下を含有することを特
    徴とする請求項８または９記載の高い動的変形抵抗を有
    する高強度鋼板。
11. 【請求項１１】 重量％で、Ｃ：０．０３％以上０．３
    ％以下、ＳｉとＡｌの一方または双方を合計で０．５％
    以上３．０％以下、必要に応じてＭｎ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｃ
    ｕ，Ｍｏの１種または２種以上を合計で０．５％以上
    ３．５％以下含み、更に必要に応じてＮｂ，Ｔｉ，Ｖ，
    Ｐ，Ｂ，Ｃａ，ＲＥＭの１種または２種以上を、Ｎｂ，
    Ｔｉ，Ｖにおいては、それらの１種または２種以上を合
    計で０．３％以下、Ｐにおいては０．３％以下、Ｂにお
    いては０．０１％以下、Ｃａにおいては０．０００５％
    以上０．０１％以下、ＲＥＭ：０．００５以上０．０５
    ％以下を含有し、残部がＦｅを主成分とする連続鋳造ス
    ラブを、鋳造ままで熱延工程へ直送し、もしくは一旦冷
    却した後に再度加熱した後、熱延し、Ａｒ₃ −５０℃〜
    Ａｒ₃ ＋１２０℃の温度の仕上げ温度で熱延を終了し、
    熱延に引き続く冷却過程での平均冷却速度を５℃／秒以
    上で冷却後、５００℃以下の温度で巻き取ることを特徴
    とする熱延鋼板のミクロ組織がフェライトおよび／また
    はベイナイトを含み、このいずれかを主相とし、体積分
    率で３〜５０％の残留オーステナイトを含む第３相との
    複合組織であり、かつ相当歪みで０％超１０％以下の予
    変形を与えた後、５×１０² 〜５×１０³ （１／ｓ）の
    歪み速度範囲で変形した時の３〜１０％の相当歪み範囲
    における変形応力の平均値σｄｙｎ（MPa)が予変形を与
    える前の５×１０^-4〜５×１０^-3（１／ｓ）の歪み速度
    範囲で測定された静的な引張り試験における最大応力Ｔ
    Ｓ（MPa)によって表現される式σｄｙｎ≧０．７６６×
    ＴＳ＋２５０を満足し、かつ歪み１〜５％の加工硬化指
    数が０．０８０以上を満足する高い動的変形抵抗を有す
    る高強度熱延鋼板の製造方法。
12. 【請求項１２】 前記熱延の仕上げ温度がＡｒ₃ −５０
    ℃〜Ａｒ₃ ＋１２０℃の温度範囲において、メタラジー
    パラメーター：Ａが、（１）式および（２）式を満たす
    ような熱間圧延を行い、その後、ランアウトテーブルに
    おける平均冷却速度を５℃／秒以上とし、更に前記メタ
    ラジーパラメーター：Ａと巻き取り温度（ＣＴ）との関
    係が（３）式を満たすような条件で巻き取ることを特徴
    とする請求項１１記載の高い動的変形抵抗を有する高強
    度熱延鋼板の製造方法。 ９≦ｌｏｇＡ≦１８ ・・・・・・・ （１） ΔＴ≧２１×ｌｏｇＡ−１７８ ・・ （２） ＣＴ≦６×ｌｏｇＡ＋３１２ ・・・ （３）
13. 【請求項１３】 重量％で、Ｃ：０．０３％以上０．３
    ％以下、ＳｉとＡｌの一方または双方を合計で０．５％
    以上３．０％以下、必要に応じてＭｎ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｃ
    ｕ，Ｍｏの１種または２種以上を合計で０．５％以上
    ３．５％以下含み、更に必要に応じてＮｂ，Ｔｉ，Ｖ，
    Ｐ，Ｂ，Ｃａ，ＲＥＭの１種または２種以上を、Ｎｂ，
    Ｔｉ，Ｖにおいては、それらの１種または２種以上を合
    計で０．３％以下、Ｐにおいては０．３％以下、Ｂにお
    いては０．０１％以下、Ｃａにおいては０．０００５％
    以上０．０１％以下、ＲＥＭ：０．００５以上０．０５
    ％以下を含有し、残部がＦｅを主成分とする連続鋳造ス
    ラブを、鋳造ままで熱延工程へ直送し、もしくは一旦冷
    却した後に再度加熱した後、熱延し、熱延後巻き取った
    熱延鋼板を酸洗後冷延し、連続焼鈍工程で焼鈍して最終
    的な製品とする際に、０．１×（Ａｃ₃ −Ａｃ₁ ）＋Ａ
    ｃ₁ ℃以上Ａｃ₃ ＋５０℃以下の温度で１０秒〜３分焼
    鈍した後に、１〜１０℃／秒の一次冷却速度で５５０〜
    ７２０℃の範囲の一次冷却停止温度まで冷却し、引き続
    いて１０〜２００℃／秒の二次冷却速度で１５０〜４５
    ０℃の二次冷却停止温度まで冷却した後、１５０〜５０
    ０℃の温度範囲で１５秒〜２０分保持し、室温まで冷却
    することを特徴とする冷延鋼板のミクロ組織がフェライ
    トおよび／またはベイナイトを含み、このいずれかを主
    相とし、体積分率で３〜５０％の残留オーステナイトを
    含む第３相との複合組織であり、かつ相当歪みで０％超
    １０％以下の予変形を与えた後、５×１０² 〜５×１０
    ³ （１／ｓ）の歪み速度範囲で変形した時の３〜１０％
    の相当歪み範囲における変形応力の平均値σｄｙｎ（MP
    a)が予変形を与える前の５×１０^-4〜５×１０^-3（１／
    ｓ）の歪み速度範囲で測定された静的な引張り試験にお
    ける最大応力ＴＳ（MPa)によって表現される式σｄｙｎ
    ≧０．７６６×ＴＳ＋２５０を満足し、かつ歪み１〜５
    ％の加工硬化指数が０．０８０以上を満足する高い動的
    変形抵抗を有する高強度冷延鋼板の製造方法。
14. 【請求項１４】 前記連続焼鈍工程で焼鈍して最終的な
    製品とする際に、０．１×（Ａｃ₃ −Ａｃ₁ ）＋Ａｃ₁
    ℃以上Ａｃ₃ ＋５０℃以下の温度で１０秒〜３分焼鈍し
    た後に、１〜１０℃／秒の一次冷却速度で５５０〜７２
    ０℃の範囲の二次冷却開始温度Ｔｑまで冷却し、引き続
    いて１０〜２００℃／秒の二次冷却速度で、鋼材成分と
    焼鈍温度Ｔｏで決まる温度：Ｔｅｍ−１００℃以上、Ｔ
    ｅｍ以下の二次冷却終了温度Ｔｅまで冷却した後、Ｔｅ
    −５０℃以上５００℃以下の温度Ｔｏａで１５秒〜２０
    分保持し、室温まで冷却することを特徴とする冷延鋼板
    のミクロ組織がフェライトおよび／またはベイナイトを
    含み、このいずれかを主相とし、体積分率で３〜５０％
    の残留オーステナイトを含む第３相との複合組織であ
    り、かつ相当歪みで０％超１０％以下の予変形を与えた
    後、５×１０² 〜５×１０³ （１／ｓ）の歪み速度範囲
    で変形した時の３〜１０％の相当歪み範囲における変形
    応力の平均値σｄｙｎ(MPa) が予変形を与える前の５×
    １０^-4〜５×１０^-3（１／ｓ）の歪み速度範囲で測定さ
    れた静的な引張り試験における最大応力ＴＳ（MPa)によ
    って表現される式σｄｙｎ≧０．７６６×ＴＳ＋２５０
    を満足し、かつ歪み１〜５％の加工硬化指数が０．０８
    ０以上を満足することを特徴とする請求項１３記載の高
    い動的変形抵抗を有する高強度冷延鋼板の製造方法。