JPH1121653A - 低温靱性に優れた高延性高強度鋼板 - Google Patents
低温靱性に優れた高延性高強度鋼板Info
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- JPH1121653A JPH1121653A JP19316597A JP19316597A JPH1121653A JP H1121653 A JPH1121653 A JP H1121653A JP 19316597 A JP19316597 A JP 19316597A JP 19316597 A JP19316597 A JP 19316597A JP H1121653 A JPH1121653 A JP H1121653A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 残留γを有する高延性高強度鋼板の低温靱性
を改善する。 【解決手段】 面積％で、ベイナイトが６０％以上、残
留γが１〜２０％、残部実質的にフェライトからなる組
織を有し、残留γがベイナイト粒内に存在する。かかる
組織の形成容易な鋼成分（重量％）としては、Ｃ：０．
１０〜０．２５％、Ｓｉ：０．５〜２．０％、Ｍｎ：
１．０〜３．０％、Ａｌ：１．０％以下を含有する。
を改善する。 【解決手段】 面積％で、ベイナイトが６０％以上、残
留γが１〜２０％、残部実質的にフェライトからなる組
織を有し、残留γがベイナイト粒内に存在する。かかる
組織の形成容易な鋼成分（重量％）としては、Ｃ：０．
１０〜０．２５％、Ｓｉ：０．５〜２．０％、Ｍｎ：
１．０〜３．０％、Ａｌ：１．０％以下を含有する。
Description
【０００１】
【発明が属する技術分野】本発明は高延性高強度鋼板で
あり、特に低温靱性に優れ、主として自動車用の内板、
足回り部品などの強度部材をはじめ、衝突安全性に必要
な耐衝撃用部材などに用いられ、さらには高い強度と加
工性が要求される建築用や機械構造用鋼板としても用い
られる。
あり、特に低温靱性に優れ、主として自動車用の内板、
足回り部品などの強度部材をはじめ、衝突安全性に必要
な耐衝撃用部材などに用いられ、さらには高い強度と加
工性が要求される建築用や機械構造用鋼板としても用い
られる。
【０００２】
【従来の技術】自動車用鋼板の軽量化と衝突時の安全性
確保を背景として、鋼板の高強度化の要請は強い。さら
にまた、高強度化とともにプレス成形性についての要求
も高く、強度と加工性を両立させる鋼板が必要となって
いる。
確保を背景として、鋼板の高強度化の要請は強い。さら
にまた、高強度化とともにプレス成形性についての要求
も高く、強度と加工性を両立させる鋼板が必要となって
いる。
【０００３】高強度鋼の延性を高める方法としては、特
開昭５５−１４５１２１号公報などに記載されているよ
うに、残留オーステナイト（残留γと記載する）の変形
誘起塑性を利用する方法がある。さらに特開平４−２２
８５３８号公報などには、フェライトの体積率と粒径な
どの組織を制御し、この残留γの変形誘起塑性を向上さ
せる工夫が示されている。また、特開平６−２６４１８
３号公報などには、残留γ鋼板の欠点である穴拡げ特性
や低温靱性などの劣化を防止するため、Ｓｉ添加量を抑
えてＡｌを添加することが記載され、特開平５−１７１
３４５号公報などには、残留γを微細化することにより
穴拡げ性を向上させることが提案されている。
開昭５５−１４５１２１号公報などに記載されているよ
うに、残留オーステナイト（残留γと記載する）の変形
誘起塑性を利用する方法がある。さらに特開平４−２２
８５３８号公報などには、フェライトの体積率と粒径な
どの組織を制御し、この残留γの変形誘起塑性を向上さ
せる工夫が示されている。また、特開平６−２６４１８
３号公報などには、残留γ鋼板の欠点である穴拡げ特性
や低温靱性などの劣化を防止するため、Ｓｉ添加量を抑
えてＡｌを添加することが記載され、特開平５−１７１
３４５号公報などには、残留γを微細化することにより
穴拡げ性を向上させることが提案されている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】これらの残留γ鋼板に
より、強度、延性の向上、さらには局部延性ともいえる
穴拡げ性の向上が図られたものの、低温靱性の改善が不
十分であり、低温靱性に優れた高延性高強度鋼板が強く
求められている。
より、強度、延性の向上、さらには局部延性ともいえる
穴拡げ性の向上が図られたものの、低温靱性の改善が不
十分であり、低温靱性に優れた高延性高強度鋼板が強く
求められている。
【０００５】
【課題を解決するための手段】従来の残留γ鋼板は、ポ
リゴナル・フェライトを主体とした組織を有しており、
延性を向上させる残留γはフェライト・マトリックス内
やベイナイト組織の境界にブロック状に存在している。
この形態の残留γは鋼板全体に加工が加わった場合に、
マトリックスとの塑性様式が異なるためより大きな歪み
が発生し、オーステナイト（γ）からマルテンサイトに
変態し易く、このため歪み誘起変態の程度が大きくな
り、延性向上の効果をもたらすものと考えられる。その
一方で、この残留γ周辺ではマトリックスと異なる変形
のために不均一変形が生じ易く、局部延性などは劣化
し、さらに低温での変形や衝撃については、この悪影響
はさらに顕著になり低温靱性が低下するものと推察され
る。
リゴナル・フェライトを主体とした組織を有しており、
延性を向上させる残留γはフェライト・マトリックス内
やベイナイト組織の境界にブロック状に存在している。
この形態の残留γは鋼板全体に加工が加わった場合に、
マトリックスとの塑性様式が異なるためより大きな歪み
が発生し、オーステナイト（γ）からマルテンサイトに
変態し易く、このため歪み誘起変態の程度が大きくな
り、延性向上の効果をもたらすものと考えられる。その
一方で、この残留γ周辺ではマトリックスと異なる変形
のために不均一変形が生じ易く、局部延性などは劣化
し、さらに低温での変形や衝撃については、この悪影響
はさらに顕著になり低温靱性が低下するものと推察され
る。
【０００６】本発明者らは、かかる残留γ鋼板の変形メ
カニズムに鑑み、組織を従来のポリゴナル・フェライト
や第２相組織より微細な下部組織（微細炭化物、ベイニ
テイック・フェライトなど）を有するベイナイト組織を
主体として構成し、ベイナイト粒の内部に残留γを生成
させることにより、ベイナイトを構成するベイニテイッ
ク・フェライトや微細炭化物と残留γとの塑性変形能の
違いを残留γの歪み誘起変態によって吸収緩和させ、変
形時のベイナイト粒内のボイドの生成をおさえて、ベイ
ナイト粒そのものの延性を向上させることにより、延性
とともに低温靱性の向上を図ることに成功したものであ
る。
カニズムに鑑み、組織を従来のポリゴナル・フェライト
や第２相組織より微細な下部組織（微細炭化物、ベイニ
テイック・フェライトなど）を有するベイナイト組織を
主体として構成し、ベイナイト粒の内部に残留γを生成
させることにより、ベイナイトを構成するベイニテイッ
ク・フェライトや微細炭化物と残留γとの塑性変形能の
違いを残留γの歪み誘起変態によって吸収緩和させ、変
形時のベイナイト粒内のボイドの生成をおさえて、ベイ
ナイト粒そのものの延性を向上させることにより、延性
とともに低温靱性の向上を図ることに成功したものであ
る。
【０００７】すなわち、本発明の鋼板は、面積％で、ベ
イナイトが６０％以上好ましくは７０％以上、残留γが
１〜２０％、残部実質的にフェライトからなる組織を有
し、残留γがベイナイト粒内に存在することを特徴とす
る。
イナイトが６０％以上好ましくは７０％以上、残留γが
１〜２０％、残部実質的にフェライトからなる組織を有
し、残留γがベイナイト粒内に存在することを特徴とす
る。
【０００８】ここで、組織限定理由について説明する
と、ベイナイト量が６０％未満ではポリゴナル・フェラ
イト組織が多くなるため、微小領域での変形が不均一と
なったり、ベイナイト粒外すなわちフェライト粒内やベ
イナイトとフェライトの粒界に生成する残留γが多くな
り、低温靱性が劣化するようになる。また、残留γが１
％未満ではベイナイト粒内の残留γも過少となり、ベイ
ナイトの延性向上作用が不足するようになる。一方、残
留γが２０％を越えると、ベイナイト粒内の残留γによ
りベイナイトの延性が向上するものの、ベイナイト粒外
に生成する残留γも多くなるため低温靱性が劣化するよ
うになる。
と、ベイナイト量が６０％未満ではポリゴナル・フェラ
イト組織が多くなるため、微小領域での変形が不均一と
なったり、ベイナイト粒外すなわちフェライト粒内やベ
イナイトとフェライトの粒界に生成する残留γが多くな
り、低温靱性が劣化するようになる。また、残留γが１
％未満ではベイナイト粒内の残留γも過少となり、ベイ
ナイトの延性向上作用が不足するようになる。一方、残
留γが２０％を越えると、ベイナイト粒内の残留γによ
りベイナイトの延性が向上するものの、ベイナイト粒外
に生成する残留γも多くなるため低温靱性が劣化するよ
うになる。
【０００９】なお、残留γがベイナイト粒内に存在する
ようにするには、熱延鋼板では仕上圧延後に４００〜５
００℃までを急冷し、冷延鋼板では冷間圧延後の再結晶
焼鈍後に４００〜５００℃までを急冷すればよく、ベイ
ナイト量が６０％以上、残留γ量が２０％以下であれ
ば、生成した残留γの大部分はベイナイト粒内に存在す
るものと考えられる。
ようにするには、熱延鋼板では仕上圧延後に４００〜５
００℃までを急冷し、冷延鋼板では冷間圧延後の再結晶
焼鈍後に４００〜５００℃までを急冷すればよく、ベイ
ナイト量が６０％以上、残留γ量が２０％以下であれ
ば、生成した残留γの大部分はベイナイト粒内に存在す
るものと考えられる。
【００１０】ベイナイト粒内の残留γの存在形態は、ベ
イナイト粒内に在る限り、ベイナイト組織中のベイニテ
イック・フェライトのラス間に生成していてもよく、ま
た微細炭化物の間やその周囲に生成していてもよく、そ
の形状も塊状やフィルム状であってもよい。
イナイト粒内に在る限り、ベイナイト組織中のベイニテ
イック・フェライトのラス間に生成していてもよく、ま
た微細炭化物の間やその周囲に生成していてもよく、そ
の形状も塊状やフィルム状であってもよい。
【００１１】本発明の鋼板は、上記ベイナイトを主体と
する特定の組織を有しておればよいが、かかる組織を形
成し易い好適な鋼成分（重量％）を以下に説明する。
する特定の組織を有しておればよいが、かかる組織を形
成し易い好適な鋼成分（重量％）を以下に説明する。
【００１２】Ｃ：０．１０〜０．２５％ Ｃはオーステナイト安定化元素であり、Ａr3点以上の温
度ではγに固溶しているが、熱延仕上げ以後の冷却や巻
取中でもγの分解を抑える作用がある。また、ベイナイ
ト中に残存した残留γに濃化することによって化学的に
安定化したγが１％〜２０％残存するようになり、変形
誘起塑性により成形性を良好にする。Ｃ量が０．１０％
未満ではγは安定化せず、熱延以後のプロセスにおいて
分解するようになる。一方、０．２５％を超えて添加し
た場合には、溶接性を劣化させるばかりでなく、低温靱
性も急激に劣化する。このため、下限を０．１０％、上
限を０．２５％とする。
度ではγに固溶しているが、熱延仕上げ以後の冷却や巻
取中でもγの分解を抑える作用がある。また、ベイナイ
ト中に残存した残留γに濃化することによって化学的に
安定化したγが１％〜２０％残存するようになり、変形
誘起塑性により成形性を良好にする。Ｃ量が０．１０％
未満ではγは安定化せず、熱延以後のプロセスにおいて
分解するようになる。一方、０．２５％を超えて添加し
た場合には、溶接性を劣化させるばかりでなく、低温靱
性も急激に劣化する。このため、下限を０．１０％、上
限を０．２５％とする。
【００１３】Ｓｉ：０．５〜２．０％ Ｓｉは鋼をオーステナイトから冷却した場合にセメンタ
イト等の析出を抑え、冷却中の変態を抑える作用があ
る。このために熱延以後の冷却や巻取中にγを残存しや
すくし、さらにこの残留γへのＣ濃化を促進する。Ｓｉ
量が０．５％未満では十分な残留γが残らず、また２．
０％を超えて添加する場合には、変態の抑制効果が高く
なるためベイナイト主体の組織を生じにくい。このた
め、下限を０．５％、上限を２．０％とする。
イト等の析出を抑え、冷却中の変態を抑える作用があ
る。このために熱延以後の冷却や巻取中にγを残存しや
すくし、さらにこの残留γへのＣ濃化を促進する。Ｓｉ
量が０．５％未満では十分な残留γが残らず、また２．
０％を超えて添加する場合には、変態の抑制効果が高く
なるためベイナイト主体の組織を生じにくい。このた
め、下限を０．５％、上限を２．０％とする。
【００１４】Ｍｎ：１．０〜３．０％ Ｍｎはγ形成元素であり、γがパーライトに分解するの
を抑える。このため、残留γへのＣ濃化を促進し、さら
にベイナイト組織の生成に有効である。この効果を得る
ためには、１．０％以上必要である。また、３．０％を
超えて添加する場合には、バンド組織が著しくなるた
め、割れや欠陥による加工不良が発生するようになる。
を抑える。このため、残留γへのＣ濃化を促進し、さら
にベイナイト組織の生成に有効である。この効果を得る
ためには、１．０％以上必要である。また、３．０％を
超えて添加する場合には、バンド組織が著しくなるた
め、割れや欠陥による加工不良が発生するようになる。
【００１５】Ａｌ：１．０％以下 ＡｌはＳｉと同様にセメンタイト等の析出を抑え、未変
態γへのＣ濃縮を促進する作用があり、残留γ生成のた
めのもう一つの重要な元素である。しかし、過剰に添加
した場合には、鋼中に酸化物系介在物が生成し易くな
り、加工性を劣化させる。このために、上限を１．０％
とする。
態γへのＣ濃縮を促進する作用があり、残留γ生成のた
めのもう一つの重要な元素である。しかし、過剰に添加
した場合には、鋼中に酸化物系介在物が生成し易くな
り、加工性を劣化させる。このために、上限を１．０％
とする。
【００１６】鋼成分としては以上の成分を必須成分と
し、残部実質的にＦｅで形成することができるが、Ｐお
よびＳについては以下の理由により含有量を抑えること
が望ましい。
し、残部実質的にＦｅで形成することができるが、Ｐお
よびＳについては以下の理由により含有量を抑えること
が望ましい。
【００１７】Ｐは高強度化に有効で必要に応じて添加さ
れ、しかも残留γ量に対してとりわけ悪影響を及ぼす元
素ではない。しかし、過剰に添加すると、低温靱性を劣
化させるとともに、スポット溶接性を劣化させる。好ま
しくは０．０１％以下に止めるのがよい。
れ、しかも残留γ量に対してとりわけ悪影響を及ぼす元
素ではない。しかし、過剰に添加すると、低温靱性を劣
化させるとともに、スポット溶接性を劣化させる。好ま
しくは０．０１％以下に止めるのがよい。
【００１８】Ｓは鋼中に硫化物系介在物を形成する元素
であり、過剰に添加すると加工性を劣化させるので、好
ましくは０．０１％以下に止めるのがよい。
であり、過剰に添加すると加工性を劣化させるので、好
ましくは０．０１％以下に止めるのがよい。
【００１９】また、本発明鋼板にかかる鋼成分について
は、本発明のベイナイトを主体とする特定組織の形成を
妨げない限り、材質特性の向上を目的として、必要に応
じてＮｂ，Ｔｉ，Ｚｒ、Ｎ，Ｍｏ，Ｃｒ，Ｃｕ、Ｎｉ、
Ｃａ、Ｂなどの元素を必要量添加しても良い。
は、本発明のベイナイトを主体とする特定組織の形成を
妨げない限り、材質特性の向上を目的として、必要に応
じてＮｂ，Ｔｉ，Ｚｒ、Ｎ，Ｍｏ，Ｃｒ，Ｃｕ、Ｎｉ、
Ｃａ、Ｂなどの元素を必要量添加しても良い。
【００２０】これらの元素の本発明の特性や組織への効
果については、Ｎｂ，Ｔｉ，Ｚｒは炭窒化物を形成して
強度を高める効果があり、オーステナイト域で加工され
た場合には、ポリゴナル・フェライトの再結晶や粒成長
を抑えてベイナイトを得やすくする効果もある。Ｎ，Ｍ
ｏ，Ｃｒ，Ｃｕは固溶による強度向上および析出による
強度向上の効果がある。また、ＮｉはＣｕを添加する場
合、熱延鋼板の表面性状改善のためにＣｕ添加量の当量
程度まで添加することができる。Ｃａは鋼中の介在物を
制御して穴拡げ性や低温靱性をさらに向上させる効果が
ある。Ｂは焼入れ性等を改善し、ベイナイトを生成し易
くするなどの効果がある。
果については、Ｎｂ，Ｔｉ，Ｚｒは炭窒化物を形成して
強度を高める効果があり、オーステナイト域で加工され
た場合には、ポリゴナル・フェライトの再結晶や粒成長
を抑えてベイナイトを得やすくする効果もある。Ｎ，Ｍ
ｏ，Ｃｒ，Ｃｕは固溶による強度向上および析出による
強度向上の効果がある。また、ＮｉはＣｕを添加する場
合、熱延鋼板の表面性状改善のためにＣｕ添加量の当量
程度まで添加することができる。Ｃａは鋼中の介在物を
制御して穴拡げ性や低温靱性をさらに向上させる効果が
ある。Ｂは焼入れ性等を改善し、ベイナイトを生成し易
くするなどの効果がある。
【００２１】本発明鋼板の典型的な製造方法としては、
熱延鋼板の場合、熱間圧延により仕上圧延後から巻取ま
でを急冷し、４００〜５００℃で巻取る。また、冷延鋼
板の場合、常法で熱間圧延および冷間圧延を行い、再結
晶焼鈍後、４００〜５００℃まで急冷し、同温度で２０
〜４０分程度保持後、空冷する。そのほか、合金化溶融
Ｚｎめっき鋼板としても製造可能であり、製造条件は特
に限定されない。
熱延鋼板の場合、熱間圧延により仕上圧延後から巻取ま
でを急冷し、４００〜５００℃で巻取る。また、冷延鋼
板の場合、常法で熱間圧延および冷間圧延を行い、再結
晶焼鈍後、４００〜５００℃まで急冷し、同温度で２０
〜４０分程度保持後、空冷する。そのほか、合金化溶融
Ｚｎめっき鋼板としても製造可能であり、製造条件は特
に限定されない。
【００２２】
【実施例】表１に示す化学成分の鋼を試験溶解炉にて溶
製し、実験室にて１１００℃に加熱後、８００℃以上９
００℃以下の仕上温度にて熱間圧延を終了し、およそ１
０℃／ｓ〜８０℃／ｓまでの冷却速度にて４００〜５５
０℃の温度域まで冷却し、この温度に３０〜８０分保持
の巻取処理を行って熱延鋼板を作製した。
製し、実験室にて１１００℃に加熱後、８００℃以上９
００℃以下の仕上温度にて熱間圧延を終了し、およそ１
０℃／ｓ〜８０℃／ｓまでの冷却速度にて４００〜５５
０℃の温度域まで冷却し、この温度に３０〜８０分保持
の巻取処理を行って熱延鋼板を作製した。
【００２３】また、表１の鋼種No. ３および鋼種No. ４
については実験室にて通常の熱延後（加熱温度：１２０
０℃、仕上温度：８５０℃、巻取温度：５５０℃）、８
０％の冷間圧延を施し、９２０〜９３０℃にて焼純加熱
後、５０℃／ｓの急冷により、４５０℃（過時効温度）
まで冷却し、この温度で３０分保持後、空冷した冷延鋼
板も作製した。
については実験室にて通常の熱延後（加熱温度：１２０
０℃、仕上温度：８５０℃、巻取温度：５５０℃）、８
０％の冷間圧延を施し、９２０〜９３０℃にて焼純加熱
後、５０℃／ｓの急冷により、４５０℃（過時効温度）
まで冷却し、この温度で３０分保持後、空冷した冷延鋼
板も作製した。
【００２４】得られた熱延鋼板、冷延鋼板につき、板厚
ｔのｔ／４部における組織をレペラー腐食にて腐食し、
ベイナイト粒内の残留γ組織の有無とベイナイトの面積
％（残部実質的にフェライト）を観察した。また、Ｘ線
測定により全体の残留γ量を測定した。これらの結果を
製造条件と共に表２に示す。
ｔのｔ／４部における組織をレペラー腐食にて腐食し、
ベイナイト粒内の残留γ組織の有無とベイナイトの面積
％（残部実質的にフェライト）を観察した。また、Ｘ線
測定により全体の残留γ量を測定した。これらの結果を
製造条件と共に表２に示す。
【００２５】
【表１】
【００２６】
【表２】
【００２７】表２において、試料No. １〜７は基本成分
の鋼No. ３を用い、またNo. １０〜１７は鋼No. ２や鋼
No. ４を用いて熱延の冷却速度や巻取温度を変化させた
ものである。また、試料No. ２６や試料No. ２７は鋼N
o. ８および鋼No. ９を用いた例で、Ｐ量やＡｌ量が多
い場合である。試料No. ２８や試料No. ２９は好適成分
を有するものの、残留γがベイナイト中ではなくフェラ
イト中や粒界に生成する例である。試料No. ３２と試料
No. ３３は冷延鋼板の例を示す。
の鋼No. ３を用い、またNo. １０〜１７は鋼No. ２や鋼
No. ４を用いて熱延の冷却速度や巻取温度を変化させた
ものである。また、試料No. ２６や試料No. ２７は鋼N
o. ８および鋼No. ９を用いた例で、Ｐ量やＡｌ量が多
い場合である。試料No. ２８や試料No. ２９は好適成分
を有するものの、残留γがベイナイト中ではなくフェラ
イト中や粒界に生成する例である。試料No. ３２と試料
No. ３３は冷延鋼板の例を示す。
【００２８】それぞれの鋼板からＪＩＳ５号試験片を採
取して引張試験によりＴＳ（引張強さ）及びＥｌ（伸
び）を求めた。また、同様に鋼板からシャルピー試験片
を採取して、延性破面率５０％の VＴrS（遷移温度）と
VＥ-20 （−２０℃における吸収エネルギー）を求め
た。さらに、６０mmＷ×６０mmＬの穴拡げ試験片を採取
し、中央にパンチ穴（初期穴）を開けて頂角６０℃の円
錐ポンチにてパンチ穴を押し拡げて、下記式によってλ
値を求めた。これらの値を表３に示す。 λ値（％）＝１００×（穴拡げ後の穴径−初期穴径）／
初期穴径
取して引張試験によりＴＳ（引張強さ）及びＥｌ（伸
び）を求めた。また、同様に鋼板からシャルピー試験片
を採取して、延性破面率５０％の VＴrS（遷移温度）と
VＥ-20 （−２０℃における吸収エネルギー）を求め
た。さらに、６０mmＷ×６０mmＬの穴拡げ試験片を採取
し、中央にパンチ穴（初期穴）を開けて頂角６０℃の円
錐ポンチにてパンチ穴を押し拡げて、下記式によってλ
値を求めた。これらの値を表３に示す。 λ値（％）＝１００×（穴拡げ後の穴径−初期穴径）／
初期穴径
【００２９】
【表３】
【００３０】表２および表３の内、残留γ（γR ）が０
％および２５％超のもの（試料No.６〜９，２２〜２
５，３０及び３１）およびＢ（ベイナイト）量が６０％
以上でもベイナイト粒内にγR が存在しないもの（試料
No. ２８，２９）、すなわち明らかに発明範囲外の試料
を除く他の試料について、Ｂ量の区分に従って、γR と
VＴrSとの関係を整理したものを図１に、残留γ
（γR ）とＴＳ×Ｅｌとの関係を整理したものを図２に
示す。
％および２５％超のもの（試料No.６〜９，２２〜２
５，３０及び３１）およびＢ（ベイナイト）量が６０％
以上でもベイナイト粒内にγR が存在しないもの（試料
No. ２８，２９）、すなわち明らかに発明範囲外の試料
を除く他の試料について、Ｂ量の区分に従って、γR と
VＴrSとの関係を整理したものを図１に、残留γ
（γR ）とＴＳ×Ｅｌとの関係を整理したものを図２に
示す。
【００３１】図１より、ベイナイト量が６０％未満で
は、残留γが多く生成しても遷移温度にあまり変化はな
いが、ベイナイト量が６０％以上かつ残留γ量が２０％
以下では遷移温度が低くなり、低温靱性が良好であるこ
とがわかる。一方、ＴＳ×Ｅｌ値は、図２に示すとお
り、残留γ量が１％以上であれば組織の違いによらず良
好であることが認められる。なお、残留γ量が０％のも
の（試料No. ６〜９、２２〜２５、３０及び３１）で
は、ＴＳ×Ｅｌ値は１５０００（Ｎ／mm2 ・％）程度で
あり、延性の劣化が著しい。
は、残留γが多く生成しても遷移温度にあまり変化はな
いが、ベイナイト量が６０％以上かつ残留γ量が２０％
以下では遷移温度が低くなり、低温靱性が良好であるこ
とがわかる。一方、ＴＳ×Ｅｌ値は、図２に示すとお
り、残留γ量が１％以上であれば組織の違いによらず良
好であることが認められる。なお、残留γ量が０％のも
の（試料No. ６〜９、２２〜２５、３０及び３１）で
は、ＴＳ×Ｅｌ値は１５０００（Ｎ／mm2 ・％）程度で
あり、延性の劣化が著しい。
【００３２】
【発明の効果】本発明の鋼板によれば、組織をベイナイ
トを主体とし、残留γ量を１〜２０％とし、残留γがベ
イナイト粒内に存在するので、微小な領域においても組
織の均一な変形が可能となり、高延性、高強度を有し、
しかも優れた低温靱性を兼備することができる。
トを主体とし、残留γ量を１〜２０％とし、残留γがベ
イナイト粒内に存在するので、微小な領域においても組
織の均一な変形が可能となり、高延性、高強度を有し、
しかも優れた低温靱性を兼備することができる。
【図１】実施例におけるＢ（ベイナイト）量の区分に従
って、γR （残留オーステナイト）と VＴrS（遷移温
度）との関係を整理したグラフを示す。
って、γR （残留オーステナイト）と VＴrS（遷移温
度）との関係を整理したグラフを示す。
【図２】実施例におけるＢ量の区分に従って、γR とＴ
Ｓ×Ｅｌとの関係を整理したグラフを示す。
Ｓ×Ｅｌとの関係を整理したグラフを示す。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 中屋 道治 兵庫県加古川市金沢町１番地 株式会社神 戸製鋼所加古川製鉄所内
Claims (2)
- 【請求項１】 面積％で、ベイナイトが６０％以上、残
留γが１〜２０％、残部実質的にフェライトからなる組
織を有し、残留γがベイナイト粒内に存在することを特
徴とする低温靱性に優れた高延性高強度鋼板。 - 【請求項２】 重量％で、Ｃ ：０．１０〜０．２５
％、Ｓｉ：０．５〜２．０％、Ｍｎ：１．０〜３．０
％、Ａｌ：１．０％以下を含む請求項１に記載した低温
靱性に優れた高延性高強度鋼板。
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|---|---|---|---|
| JP19316597A JP3592490B2 (ja) | 1997-07-02 | 1997-07-02 | 低温靱性に優れた高延性高強度鋼板 |
Applications Claiming Priority (1)
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|---|---|---|---|
| JP19316597A JP3592490B2 (ja) | 1997-07-02 | 1997-07-02 | 低温靱性に優れた高延性高強度鋼板 |
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|---|---|
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| JP3592490B2 JP3592490B2 (ja) | 2004-11-24 |
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| JP19316597A Expired - Fee Related JP3592490B2 (ja) | 1997-07-02 | 1997-07-02 | 低温靱性に優れた高延性高強度鋼板 |
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|---|---|
| JP (1) | JP3592490B2 (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2004076156A (ja) * | 2002-06-18 | 2004-03-11 | Jfe Steel Kk | 疲労き裂伝播特性に優れた鋼材およびその製造方法 |
| WO2013018740A1 (ja) | 2011-07-29 | 2013-02-07 | 新日鐵住金株式会社 | 耐衝撃特性に優れた高強度鋼板およびその製造方法、高強度亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
| WO2015046339A1 (ja) * | 2013-09-27 | 2015-04-02 | 株式会社神戸製鋼所 | 延性および低温靭性に優れた高強度鋼板、並びにその製造方法 |
| US9194015B2 (en) | 2002-08-20 | 2015-11-24 | Kobe Steel, Ltd. | Dual phase steel sheet with good bake-hardening properties |
-
1997
- 1997-07-02 JP JP19316597A patent/JP3592490B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| US10351937B2 (en) | 2011-07-29 | 2019-07-16 | Nippon Steel Corporation | High-strength steel sheet excellent in impact resistance and manufacturing method thereof, and high-strength galvanized steel sheet and manufacturing method thereof |
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