WO1998032889A1 - Tole d'acier a haute resistance mecanique, tres resistante a la deformation dynamique et d'une excellente ouvrabilite, et son procede de fabrication - Google Patents

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Junichi Wakita
Yuzo Takahashi
Hidesato Mabuchi
Manabu Takahashi
Akihiro Uenishi
Yukihisa Kuriyama
Riki Okamoto
Yasuharu Sakuma
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Definitions

  • the present invention relates to a high-workability, high-strength hot-rolled steel sheet having high dynamic deformation resistance, which is used for automobile parts and the like and can contribute to ensuring occupant safety by efficiently absorbing impact energy at the time of collision. And a cold-rolled steel sheet and a method for producing the same.
  • the present inventors reported in CAMP-ISIJ Vol. 9 (1996) pp. 11 12 to 11 15 that the high-speed deformation properties and impact energy absorption capacity of high-strength thin steel sheets were reported. among them, 1 0 3 (1 / s ) about dynamic strength at high strain rate region of, the 1 0- 3 (1 / s) low The strain strength greatly increases compared to the static strength at the strain rate, and the strain rate dependence of the deformation resistance changes due to the strengthening mechanism of the material. Among them, TRIP (Transformation Induced Plasticity) type steel and DP ( It is reported that the (Phase / Martensite 2-phase) type steel has both excellent formability and shock absorption capacity compared to other high-strength steel sheets.
  • TRIP Transformation Induced Plasticity
  • DP It is reported that the (Phase / Martensite 2-phase) type steel has both excellent formability and shock absorption capacity compared to other high-strength steel sheets.
  • Japanese Patent Application Laid-Open No. 7-187372 discloses a high-strength steel sheet having excellent impact resistance including residual austenite and a method of manufacturing the same. Although it is disclosed that the solution is solved only by the accompanying increase in yield stress, it is clarified how to control the properties of residual austenite other than the amount of residual austenite in order to improve the shock absorption capacity. Not.
  • An object of the present invention is to provide a high-strength steel sheet exhibiting high impact energy absorbing capability, which is a steel material formed into a part that absorbs impact energy at the time of collision, such as a front side member, and used. It is an object. First, a high impact energy absorption capacity according to the present invention is shown. High strength steel sheet
  • the microstructure of the finally obtained steel sheet contains frit and / or veneite, which is used as a main phase and has a residual austenite of 3 to 50% by volume fraction.
  • the third phase as a composite structure, and after giving 0% and 1 0% or less pre-deformation in equivalent strain containing, 5 X 1 0 one 4 ⁇ 5 X 1 0 - distortion of 3 (1 / s)
  • High dynamic deformation characterized by a difference from the deformation strength jd: ff d-s is 60 MPa or more and a work hardening index of 5 to 10% satisfies 0.130 or more.
  • the microstructure of the finally obtained steel sheet contains ferrite and / or bainite, which is used as the main phase and has a residual austenite of 3 to 50% by volume fraction.
  • the third phase as a composite structure, and after giving 0% and 1 0% or less pre-deformation in equivalent strain containing, 5 X 1 0 one 4 ⁇ 5 X 1 0 - distortion of 3 (1 / s) and quasi-static deformation strength shed s when deformed at a speed range, after the addition of said pre-deformation, 5 X 1 0 2 ⁇ 5 X 1 0 3 (1 / s) dynamic when deformed at a strain rate of the difference between the deformation strength CT d: non d - CT S Chikaraku 6 is a OMP a or more and 3 to when deformed at a strain rate range of 5 X 1 0 2 ⁇ 5 xl 0 3 (1 / s) 1 0% of the average value of the equivalent strain range definitive deformation stress sigma dyn (
  • the microstructure of the finally obtained steel sheet contains frit and / or veneite, which is used as the main phase and has a residual austenite of 3 to 50% by volume fraction.
  • the third phase as a composite structure, and after giving 0% and 1 0% or less pre-deformation in equivalent strain containing, 5 X 1 0 one 4 ⁇ 5 X 1 0 - distortion of 3 (1 / s)
  • the average crystal grain size of the residual austenite is 5 m or less; the average crystal grain size of the residual austenite; The ratio of the average grain size of ferrite or bainite is 0.6 or less, and the average grain size of the main phase is 10 / zm or less, preferably 6 ⁇ m or less.
  • the space factor of martensite is 3 to 30%, the average grain size of the martensite is 10 / m or less, preferably 5 / zm or less, and the volume fraction of the light is 40%.
  • the present invention is a high-strength steel sheet having high dynamic deformation resistance that satisfies any one of the values of tensile strength X total elongation of not less than 20 and 0000.
  • the high-strength steel sheet of the present invention has a C content of not less than 0.03% and not more than 0.3% in weight%, and a total of at least one of Si and A1 of not less than 0.5%. 0% or less, if necessary, include one or more of Mn, Ni, Cr, Cu, and Mo in a total of 0.5% or more and 3.5% or less, with the remainder Fe It is a high-strength steel plate that is the main component or, if necessary, one or more of Nb, Ti, V, P, B, Ca, and REM. , T i, V, one or more of them in total is 0.3% or less, P is 0.3% or less, B is 0.01% or less, and C is 0% or less. High strength with high dynamic deformation resistance containing 0.005% or more and 0.01% or less, REM: 0.05% or more and 0.05% or less, with the balance being Fe. It is a steel plate.
  • a continuous production slab having the component composition of the above (5) is directly sent to the hot-rolling step as it is produced. even after heating again after properly is once cooled, heat rolled, a r 3 - at 5 0 ° C ⁇ a r + 1 2 0 temperature finishing temperature of ° C Exit hot rolled, hot-rolled After cooling at an average cooling rate of 5 ° CZ or more in the subsequent cooling process, take up at a temperature of 500 ° C or less.
  • the microstructure of the hot-rolled steel sheet is characterized by the fact that it contains X-lite and Z or payinite, and one of them is the main phase and contains 3 to 50% by volume of retained austenite the third phase as a composite structure, and a phase after giving 0% and 1 0% or less pre-deformation in this strain, strain rate range of 5 X 1 0 ⁇ 5 X 1 0- 3 (1 / s) in a quasi-static deformation strength sigma s when deformed and, after the addition of said pre-deformation, dynamic deformation strength when deformed at a strain rate of 5 X 1 0 2 ⁇ 5 X 1 0 3 (1 / s) the difference between the d: CT d - ⁇ s is not less 6 OMP a higher, and, 5 X 1 0 2 ⁇ 5 xl 0 3 (1 / s) 3 ⁇ 1 0% of when deformed at a strain rate range of Mean value of deformation stress in equivalent strain range CT dyn (MPa
  • the metallurgical parameter A Hot rolling is performed so as to satisfy the formulas (1) and (2). Thereafter, the average cooling rate in the run table is set to 5 ° C / sec or more, and the above-mentioned metallurgical parameter: A is wound.
  • This is a method for producing a high-strength hot-rolled steel sheet having high dynamic deformation resistance, which is wound under a condition such that the relation with the take-up temperature (CT) satisfies Equation (3).
  • a continuous production slab having the component composition of the above (5) is subjected to a hot-rolling step as it is produced. Or after being cooled and then heated again, hot rolled, hot rolled and rolled hot rolled steel sheet is pickled, cold rolled, and annealed in a continuous annealing process to obtain the final product.
  • the cold-rolled steel sheet is characterized by being maintained at a temperature range of 200 to 500 ° C for 15 seconds to 20 minutes and cooled to room temperature.
  • the tissue contains ferrite and / or payinite, one of which is the main phase, and a composite structure with the third phase containing residual austenite in a volume fraction of 3 to 50%.
  • FIG. 1 is a diagram showing the relationship between the member absorbed energy and T S in the present invention.
  • FIG. 2 is a diagram showing a molded member for measuring a member absorbed energy in FIG.
  • FIG. 3 is a diagram showing a relationship between a work hardening index of a steel sheet at a strain of 5 to 10% and a dynamic energy absorption (J).
  • Fig. 4a is a schematic view of the parts (hat model) used in the impact crush test for measuring the dynamic energy absorption in Fig. 3.
  • Fig. 4b is a cross-sectional view of the test piece used in Fig. 4a.
  • Figure 4c is a schematic diagram of the impact crush test method.
  • Figure 5 is an indicator of the impact energy absorbing ability at the time of collision in the present invention, 5 X 1 0 2 ⁇ 5 X 1 0 3 (1 / s) 3 ⁇ 1 0% when deformed in a strain rate range of The average value of the deformation stress dyn in the equivalent strain range of, and the equivalent strain of 3 to 10% when deformed in the strain rate range of 5 x 10 — 4 to 5 X 10 — 3 (1 / s) The difference between the average value of the deformation stress CT St in the range (Dyn- (ist) and the relationship between TS.
  • FIG. 6 is a graph showing the relationship between the work hardening index at a strain of 5 to 10% and the tensile strength (T S) ⁇ total elongation (T ⁇ E 1).
  • FIG. 7 is a diagram showing a relationship between ⁇ T and a metallurgical parameter A in the hot rolling step in the present invention.
  • FIG. 8 is a diagram showing the relationship between the winding temperature and the metal-parameter ratio A in the hot rolling step in the present invention.
  • FIG. 9 is a schematic view showing an annealing cycle in a continuous annealing step according to the present invention.
  • FIG. 10 is a diagram showing the relationship between the secondary cooling stop temperature (T e) and the subsequent holding temperature (T oa) in the continuous annealing step of the present invention.
  • Impact-absorbing members at the time of collision such as front-side members of automobiles and the like, are manufactured by bending or pressing a steel plate.
  • the impact of a car collision is applied after processing in this way, typically after paint baking. Therefore, it is necessary to provide a steel sheet that exhibits a high impact energy absorption capacity after the processing of the component and the paint baking process.
  • the present inventors have conducted long-term studies on high-strength steel sheets as shock-absorbing members that satisfy the above-mentioned requirements, and as a result, in such molded real parts, the steel sheets contain an appropriate amount of residual austenite.
  • the optimal microstructure includes a fluoride and Z or bainite, which are easily solid-solution-strengthened by various substitutional elements. It was found that when the composite structure was composed of a third phase containing 3 to 50% by volume of residual austenite transformed into hard martensite, high dynamic deformation resistance was exhibited. Further, even in the case of a composite structure containing a martensite in the third phase of the initial microstructure, a good workability and high strength steel sheet having high dynamic deformation resistance can be obtained if certain conditions are satisfied. Turned out to be.
  • the present inventors have conducted experiments and studies based on the above findings, and as a result, the amount of pre-deformation corresponding to the forming process of a shock absorbing member such as a front side member depends on the part. Although it may reach a maximum of 20% or more, most parts have an equivalent strain of more than 0% and 10% or less.Therefore, by grasping the effect of pre-deformation in this range, As a whole It has been found that the behavior after pre-deformation can be estimated. Accordingly, in the present invention, a deformation of more than 0% and not more than 10% in terms of equivalent strain is selected as the amount of pre-deformation to be given at the time of working the member.
  • Fig. 1 shows the relationship between the absorbed energy E ab of the formed member at the time of collision and the material strength S (TS) for each steel material described below.
  • the member absorbed energy E ab is calculated by colliding a weight with a mass of 400 kg at a speed of 15 m / sec in the length direction (direction of the arrow) of the molded member as shown in Fig. Absorbed energy up to 0 mm.
  • the formed member in Fig. 2 is obtained by connecting a steel plate 2 of the same steel type with the same thickness by spot welding to a hat-shaped part 1 formed of a steel plate with a thickness of 2.0 mm. The radius of the corner of the mold part 1 is 2 mm. 3 is a spot weld. From Fig.
  • ⁇ is any of the pre-deformation amounts in the range of more than 0% to 10% or less and (cr d _ s) ⁇ 60 MPa.
  • the dynamic deformation strength is expressed as a power of the static deformation strength (TS).
  • TS static deformation strength
  • the dynamic deformation strength and the static deformation strength become larger. The difference is smaller.
  • the improvement of the shock absorption capacity by material replacement cannot be expected to be large. It is difficult to achieve
  • shock absorbing members such as front side members have a characteristically hat-shaped cross-sectional shape
  • the present inventors consider the deformation of such members during high-speed collision crushing.
  • the dynamic deformation resistance at the time of high-speed deformation at 10% or less was adopted as an index of the absorption capacity of the collision energy at high speed.
  • the average response of 3 to 10% during high-speed deformation (511 is the static tensile strength of steel before pre-deformation and baking treatment is ⁇ 5X10 ⁇ It generally increases with increasing TS (MPa) ⁇ in a static tensile test measured in the strain rate range of 5 X 10 — 3 (1 / s). Therefore, increasing the static tensile strength (TS) of the steel material directly contributes to the improvement of the impact energy absorption capacity of the member. However, when the strength of the steel material increases, the formability of the member deteriorates, and it becomes difficult to obtain a required member shape. Therefore, a steel material with the same tensile strength (TS) and high CT dyn is desirable.
  • the strain level during processing of the member is mainly 10% or less
  • the low stress in the low strain region which is an index of formability such as shape freezing during forming of the member, is low. It is important for improving the performance.
  • CT dyn (MP a) and 5 xl 0 - average of 3 (1 / s) deformation stress in the equivalent strain range of 3 to 1 0% when deformation at a strain rate range of - 4 ⁇ 5 X 1 0 It can be said that the larger the difference in the value ⁇ st (MP a), the better the formability statically and the higher the dynamic energy absorption capacity.
  • the present inventors have also found that, in order to improve the collision safety, the work hardening index after forming of the steel is increased and d- ⁇ s is increased. That is, when the microstructure of the steel material is controlled as described above, the work hardening index at a strain of 5 to 10% of the steel is set to 0.13 or more, preferably 0.16 or more.
  • the collision safety can be improved.
  • the relationship between the dynamic energy absorption, which is an index of the collision safety of automotive components, and the work hardening index of steel sheets indicates that as these values increase, the dynamic energy absorption increases.
  • the work hardening index of a steel sheet as an index of the collision safety of automotive components at the same yield strength level as an index of the collision safety of automobile components.
  • An increase in the work hardening index suppresses the steel sheet from being cracked, and improves the formability represented by the tensile strength X total elongation.
  • the work hardening index of the steel sheet was determined by processing the steel sheet into a JIS-5 test piece (gauge length 50 mm, parallel part width 25 mm), and performing a tensile test at a strain rate of 0.001 / s. Work hardening index (n value of strain 5 to 10%) can be obtained.
  • the appropriate amount of residual austenite mentioned above is preferably 3% to 50%. In other words, if the volume fraction of residual austenite is less than 3%, the member after molding cannot exhibit excellent work hardening ability when subjected to collision deformation, and the deformation load remains at a low level and deforms.
  • the average crystal grain size of the residual austenite is 5 m or less, preferably 3 m or less.
  • the ratio between the average grain size of the residual austenite and the average grain size of the main phase, ferrite or bainite is 0.6 or less. It has been clarified that when having a microstructure having a particle size of 10 / m or less, preferably 6 / m or less, excellent impact resistance and moldability are exhibited.
  • Notation [C] (% by weight)
  • Mneq Mn + (N i + C r + C u + M o) no 2.
  • the carbon concentration in the residual austenite can be experimentally determined by X-ray analysis or Messbauer spectroscopy.
  • the (200) plane of the plate is determined by X-ray analysis using the ⁇ ray of M 0. Journal of The Iron and Steel Institute, 2006, using the integrated reflection intensities of the (2 1 1), austenitic (2 0 0), (2 2 0), and (3 1 1) planes. (1968), p60. From the experimental results conducted by the present inventors, the amount of solute carbon in the residual austenite obtained in this way [C] and the M n eq obtained from the substitutional alloy element added to the steel material were used.
  • M when M> 70, the residual austenite transforms into hard martensite in the low strain region, so that the static stress in the low strain region that governs formability also increases, and the shape freezes. In addition to deteriorating formability such as formability, reducing the value of ( ⁇ dyn-st) makes it impossible to achieve both good formability, high formability, and high impact energy-absorbing ability.
  • M was set to less than 70. When M is less than ⁇ 140, the transformation of residual austenite is limited to the high strain region, and although good formability is obtained, ( ⁇ dy ⁇ st) is reduced. The lower limit of M was set to 140 because the effect of increasing was lost.
  • the residual austenite a soft ferrule was used. Since the object is mainly subjected to distortion during deformation, the residual y (austenite) that is not adjacent to the space is less susceptible to distortion, and as a result, transforms to martensite at a deformation of about 5 to 10%. It is preferable that the residual austenite is adjacent to the space because it becomes difficult and its effect is diminished. Therefore, it is preferable that the volume of the light be 40% or more, preferably 60% or more. As described above, since the fly is the softest of the constituent tissues, it is an important factor that determines formability. Therefore, it is preferable to set the volume fraction within the regulation value. Furthermore, the increase in the volume fraction of the fly and the refinement of the fines increase the carbon concentration of the untransformed austenite, resulting in a fine dispersion, which results in a residual oxide.
  • the chemical composition of the high-strength steel sheet that creates the microstructure and various properties described above and the regulated values of its content are described.
  • the high-strength steel sheet used in the present invention is, by weight%, C: 0.03% or more and 0.3% or less, and one or both of Si and A1 in a total of 0.5% or more and 3.0% or more.
  • one or more of Mn, Ni, Cr, Cu, and Mo are included in a range of 0.5% to 3.5% in total, and the remainder is Fe as a main component.
  • one or more of Nb, Ti, V, P, B, Ca or REM if necessary.
  • V one or more of them in total is 0.3% or less
  • ⁇ 0.3% or less
  • ⁇ 0.1% or less
  • C is 0.00%
  • C stabilizes austenite at room temperature to remain It is the most inexpensive element in the present invention because it is the cheapest element that contributes to the stabilization of austenite necessary for the present invention.
  • the average C content of the steel material not only affects the residual austenite volume fraction that can be secured at room temperature, but also stabilizes the residual austenite during machining by concentrating in the untransformed austenite during the thermomechanical heat treatment during production. Performance can be improved. However, if the amount of addition is less than 0.03%, the residual austenite volume fraction cannot be finally maintained at 3% or more, so the lower limit was made 0.03%.
  • the residual austenite volume fraction that can be secured increases as the average C content of the steel increases, and it becomes possible to secure the stability of the residual austenite while securing the residual austenite volume fraction.
  • the amount of C added to the steel is excessive, the strength of the steel is increased more than necessary, not only impairing the formability such as press working, but also increasing the dynamic stress compared to the static increase in strength. Therefore, the upper limit of the C content was set to 0.3% in order to restrict the use of steel as a part by deteriorating the weldability and deteriorating the weldability.
  • Both S i and A 1 are stabilizing elements of the fluoride, and work to improve the workability of steel by increasing the volume fraction of the fluoride.
  • both Si and A1 suppress the generation of cementite and allow C to be effectively enriched in austenite, an austenite with an appropriate volume fraction at room temperature can be obtained. It is an indispensable additive element for remaining.
  • the additional element having such a function of suppressing the formation of cementite include P, Cu, Cr, and Mo in addition to Si and A1, and such an element is appropriately added. This is expected to have the same effect.
  • Mn, Ni, Cr, Cu, and Mo are all austenite stabilizing elements.To stabilize austenite at room temperature, It is an effective element. In particular, when the addition amount of C is limited from the viewpoint of weldability, it is possible to effectively retain austenite by adding an appropriate amount of such an austenite stabilizing element.
  • These elements although not as effective as A 1 and Si, have the effect of suppressing the formation of cementite, and also help the enrichment of C in austenite. Furthermore, these elements also have the function of increasing the dynamic deformation resistance at high speed by strengthening the matrix and the matrix, as well as A 1 and Si, by solid solution strengthening.
  • the total of one or more of these elements is less than 0.5%, it becomes impossible to secure the necessary residual austenite, and the strength of the steel material is reduced, resulting in an effective vehicle body.
  • the lower limit was set to 0.5% because it would not be possible to achieve weight reduction.
  • the content exceeds 3.5%, the hardening of the matrix or the bainite, which is the parent phase, is caused, which not only inhibits the increase in the deformation resistance due to the increase in the strain rate, but also increases the workability of the steel material.
  • the upper limit was set at 3.5% in order to cause a reduction in steel, toughness, and an increase in steel cost.
  • Nb, Ti, and V which are added as needed, are powerful enough to increase the strength of steel by forming carbides, nitrides, or carbonitrides, and the total is 0. If it exceeds 3%, it precipitates as a large amount of carbides, nitrides, or carbonitrides in the matrix or in the grains or bainite grains, and deforms at high speed. As a source of mobile dislocations at the time, high dynamic deformation resistance cannot be obtained. Further, the formation of carbides inhibits the enrichment of C in residual austenite, which is the most important for the present invention, and wastes C, so the upper limit was set to 0.3%.
  • B or P is added as needed.
  • B is effective for strengthening grain boundaries and increasing the strength of steel materials.However, if the addition amount exceeds 0.01%, the effect is saturated and the steel sheet strength is increased more than necessary, resulting in high-speed deformation. In addition to hindering the increase in deformation resistance at the time, the workability of parts is also reduced, so the upper limit was set to 0.01%.
  • P is effective for increasing the strength of steel and securing residual austenite.However, if added in excess of 0.2%, not only will the steel cost rise, but also Because the deformation resistance of ferrite and payinite, which are phases, is unnecessarily increased, the increase in deformation resistance during high-speed deformation is hindered, and deterioration of standing crack resistance, fatigue characteristics, and deterioration of toughness are caused. The upper limit was 0.2%. In addition, from the viewpoint of preventing deterioration in secondary workability, toughness, spot weldability, and recyclability, it is desirable to set the content to 0.02% or less.
  • the content of S which is an unavoidable impurity, should be set to 0.01% or less from the viewpoint of the formability (particularly the hole expansion ratio) due to sulfide inclusions and the prevention of deterioration of spot weldability. Is desirable.
  • Ca is added in an amount of 0.0005% or more in order to improve the formability (particularly the hole expansion ratio) by controlling the form (spheroidization) of the sulfide inclusions, but the effect is saturated.
  • the upper limit was set to 0.01% from the viewpoint of the opposite effect (deterioration of hole expansion ratio) due to the increase in the inclusions. Since REM has the same effect as Ca, the amount of REM added is set to 0.005% to 0.05%.
  • the method for producing the high-strength hot-rolled steel sheet and the cold-rolled steel sheet having high dynamic deformation resistance includes, as a production method, directly sending a continuous production slab having the above-described component composition to a hot rolling step as it is produced. After cooling or heating once, hot rolling is performed.
  • hot rolling in addition to ordinary continuous forming, thin-wall continuous forming and hot rolling continuous rolling technology (endless rolling) can be applied, but the ferrite volume fraction is reduced, and Taking into account the coarsening of the average crystal grain size of the microstructure, it is preferable that the slab thickness (initial slab thickness) on the hot-rolling side of the finish be 25 mm or more. Further, in this hot rolling, it is preferable to perform hot rolling at a final pass rolling speed of 500 mpm or more, preferably 600 mpm or more from the above problem.
  • the finishing temperature in the hot rolling is performed in a temperature range of Ar 3 — 50 ° C to Ar 3 + 120 ° C, which is determined by the chemical composition of the steel material. It is preferable. If Ar 3 — less than 50 ° C, heated graphite will be formed, and ⁇ ⁇ 5 — and s, ⁇ dy ⁇ - ⁇ st. 5 to 10%, will deteriorate work hardening ability and formability. Above Ar 3 + 120 ° C, the coarsening of the microstructure of the steel sheet deteriorates d- ⁇ s, ⁇ dyn- ⁇ st, 5 to 10% work hardening ability, Not good from a point of view.
  • the hot-rolled steel sheet is wound as described above. Before starting the picking process, it is cooled on the run table.
  • the average cooling rate at this time is 5 ° CZ sec or more.
  • the cooling rate is determined from the viewpoint of securing the residual austenite space factor.
  • This cooling method may be performed at a constant cooling rate, or may be a combination of a plurality of types of cooling rates including an area with a low cooling rate on the way.
  • the hot-rolled steel sheet enters a winding process and is wound at a winding temperature of 500 ° C or less. If the winding temperature exceeds 500 ° C, the residual austenite volume fraction will decrease. As will be described later, there is no particular limitation on the winding temperature of the material used for the use of the cold-rolled steel sheet which is further cold-rolled and annealed, and normal winding conditions may be used.
  • Finishing temperature (Temperature on the exit side of the final pass)
  • Finishing entry temperature (Inlet temperature on the first pass of finishing)
  • a r 3 90 1-32 5 C% + 33 S i%-92 Mn eq Then, the average cooling rate in the run table is set to 5 ° CZ seconds or more, and the above-mentioned metallurgy Parameter: Winding is preferably performed under such a condition that the relationship between A and the winding temperature (CT) satisfies equation (3).
  • CT winding temperature
  • equation (2) If equation (2) is not satisfied, the residue becomes excessively unstable, transforms into a hard martensite in the low strain region, and the formability and ⁇ d- ⁇ s and dyn — CT degrades work hardening ability by 5% to 10% Let it.
  • the upper limit of mu m T is eased by increasing 1 og A.
  • the winding temperature does not satisfy the upper limit of the equation (3), adverse effects such as a decrease in the amount of residual air will occur. If the lower limit of the equation (3) is not satisfied, the residual a becomes excessively unstable, transforms into a hard martensite in a low strain region, and the formability and d—CTS, ⁇ dyn- ⁇ st, degrades work hardening ability of 5 to 10%.
  • the upper and lower limits of the winding temperature are alleviated by the increase of 1 oA.
  • the cold-rolled steel sheet according to the present invention is obtained by subjecting the steel sheet that has undergone the steps of hot rolling and winding to cold rolling at a rolling reduction of 40% or more, and then annealing the cold-rolled steel sheet. Attached to For this annealing, continuous annealing with an annealing cycle as shown in Fig.
  • a c 3 temperature (eg, “Steel and Materials Science”: WC Leslie, Maruzen. P 273.) 0. IX (A c — A c,) + A c, if less than ° C Since the amount of austenite obtained at the annealing temperature is small, it is not possible to stably leave residual austenite in the final steel sheet.0.IX (Ac-Ac,) + Ac ( ° was made the lower limit C.
  • the annealing temperature can not improve the properties of any steel sheet exceed a c 3 + 5 0 ° C , yet the upper limit of the annealing temperature in order to lead to cost increase a c 3 +
  • the annealing time at this temperature was set to uniform temperature and It takes at least 10 seconds to secure the amount of stenite, but if it exceeds 3 minutes, the above effect is saturated, causing a rise in cost.
  • the primary cooling is important for promoting the transformation from austenite to the flat and enriching C in the untransformed austenite to stabilize the austenite. If the cooling rate is less than 1 ° C / sec, the lower limit is 1 ° C / sec because a long production line is required and productivity is deteriorated. On the other hand, if the cooling rate exceeds 10 ° C / sec, ferrite transformation does not occur sufficiently and it becomes difficult to secure the residual austenite in the final steel sheet, so the upper limit was set to 10 ° C / sec. . If this primary cooling is performed to less than 550 ° C, a limestone will be generated during cooling, and the austenite stabilizing element C will be wasted, resulting in a sufficient amount of residual austenite. Cannot be obtained. If the cooling is performed only up to more than 720 ° C., the progress of the fly transformation becomes insufficient.
  • the subsequent rapid cooling of secondary cooling requires a cooling rate of at least 10 ° CZ seconds or more so that pearlite transformation and precipitation of iron carbide do not occur during cooling. If the temperature exceeds ° C / sec, it will be difficult in terms of equipment capacity.
  • the cooling stop temperature of the secondary cooling is lower than 200 ° C, almost all of the austenite remaining before cooling is transformed into martensite, and finally residual austenite can be secured. Disappears. Further, when the cooling stop temperature exceeds 450 ° C., the finally obtained ⁇ d — ⁇ s ⁇ d y ⁇ — ⁇ s t is greatly reduced.
  • the secondary cooling stop temperature is lower than the temperature maintained for the payite transformation process, heating is performed to the maintained temperature.
  • the heating rate at this time is 5 ° C / sec to 50 ° C / sec. Within this range, the final properties of the steel sheet will not be degraded.
  • the secondary cooling stop temperature is higher than the payite treatment temperature, the cooling is forcibly performed at a cooling rate of 5 ° C / sec to 200 ° C / sec to the payite treatment temperature.
  • the retention time was set in the range of 15 seconds to 20 minutes to prevent the occurrence of a failure.
  • the holding at 200 ° C. to 500 ° C. to promote the bainite transformation may be performed by isothermal holding, or by giving a conscious temperature change within this temperature range.
  • the preferred cooling conditions after annealing in the present invention are: 0.IX (Ac3-Ac,) + Ac! After annealing for 10 seconds to 3 minutes at a temperature of not less than ° C and less than Ac3 + 50 ° C, the primary cooling rate of 1 to 10 ° C / second is in the range of 550 to 720 ° C.
  • the quenching end point temperature Te in the continuous annealing cycle as shown in Fig. 10 is This is a method of cooling at a certain limit or more, expressed as a function with the temperature To, and further defines the range of the overaging temperature Toa in relation to the quenching end point temperature Te.
  • T 1 is a temperature calculated by the concentration of the solid solution element other than C
  • T 2 is A c
  • a c 3 determined by the composition of the steel sheet
  • T q is determined by the annealing temperature T o. This is the temperature calculated from the C concentration in residual austenite.
  • C eq * is the carbon equivalent in the austenite remaining at the annealing temperature To.
  • a c, 7 2 3-0.7 X M n%-1 6.9 x N i% + 2 9.1 x S i% + 1 6.9 x C r%, and
  • a c 3 9 1 0-20 3 x (C%) , / 2-1 5.2 x N i% + 4
  • T 2 4 7 4 x (A c 3 -A c,) x C / (
  • T 2 4 7 4 x (A c 3 -A c,) x C / (3 x (A c 3 -A c.) X C + [(M n + S i / 4 + N i / 7 + C r + Cu + l. 5 Mo) / 2-0.85)] x (T o — A c J,
  • Te when Te is less than Tem, an excessively large amount of martensite is generated, and a sufficient amount of residual austenite cannot be secured, and at the same time, d—CTS and (dyn—hist) are not obtained. ) Was set to the lower limit of Te because the value of) was reduced. If Te is more than 500 ° C, pearlite or iron carbide is generated, and C, which is indispensable for the generation of residual austenite, is wasted, and the required amount of residual austenite cannot be obtained. . If T 0a is less than T e — 50 ° C, additional cooling equipment is required, and the variation in material due to the difference between the furnace temperature of the continuous annealing furnace and the steel sheet temperature is large.
  • this temperature was set at the lower limit. Further, when T0a is more than 500 ° C, coal or iron carbide is generated, and C which is indispensable for the generation of residual austenite is wasted, and a necessary amount of residual austenite is obtained. It will not be possible. If the retention at T0a is less than 15 seconds, the bainite transformation does not proceed sufficiently, and the amount and properties of the finally obtained residual austenite do not meet the purpose of the present invention.
  • the microstructure of the steel sheet contains X-lite and Z or veneite, and any one of them becomes the main phase and the volume fraction in 3-5 0% of the composite structure of the third phase containing residual austenite, and after giving 0% and 1 0% or less pre-deformation in equivalent strain, 5 X 1 0- 4 ⁇ 5 X
  • 5 ⁇ 10 2 to 5 X 10 3 (l Z s) Difference from the dynamic deformation strength when deformed at a strain rate of: s is more than 6 OMPa
  • 5 X 1 0 2 ⁇ 5 X 1 0 3 (l Zs) average beauty dyn (Pa) and 5 X deformation stress in the equivalent strain range of 3 to 1 0% when deformed in a strain rate range of 1 0 — 4 to 5 xl 0 —
  • the high-workability high-strength steel sheet according to the present invention can be subjected to annealing, temper rolling, electric plating, and the like to obtain a desired product.
  • the mouth tissue was evaluated by the following method.
  • the average equivalent circle diameter of the residue was determined from the photomicrograph at a magnification of 10000, with the cross section in the rolling direction corroded by the reagent disclosed in Japanese Patent Application No. 3-3151209. The location was also observed using the same photograph.
  • Residual volume fraction (Va: unit is calculated by X-ray analysis using Mo- ⁇ ray according to the following equation.
  • V r (2/3) ⁇ 1 0 0 / (0.7 ⁇ ⁇ (2 1 1) / r (2 2 0) + 1) ⁇ + (1/3) (1 0 0 / (0.7 8 ⁇ ⁇ (2 1 1) / r (3 1 1) + 1) ⁇
  • (2 1 1), r (2 2 0), (2 1 1), and ⁇ (3 1 1) indicate surface strength.
  • the C concentration of residual y (C a: unit is%) was determined by X-ray analysis using Cu- ⁇ -rays for the austenite (2 0 0), (2 2 0), and (3 1 1) planes.
  • the lattice constant (unit: angstrom) was calculated from the reflection angle and calculated according to the following equation.
  • the characteristic evaluation was performed by the following method.
  • the tensile test was conducted using JIS No. 5 (gauge length 50 mm, parallel part width 25 mm) at a strain rate of 0.001 lZ s, and the tensile strength (TS) and total elongation (T.E. 1)
  • TS tensile strength
  • T.E. 1 total elongation
  • Stretch flangeability is achieved by pushing a 20 mm punched hole out of a burr-free surface with a 30 ° conical punch, and drilling the hole diameter (d) and initial hole diameter (d) when the crack penetrates the plate thickness. , 20 mm) and the hole expansion ratio (dZ do) were determined.
  • the spot weldability is the so-called peeling when a spot weld test piece joined with an electrode having a tip diameter 5 times the square root of the thickness of the steel sheet with a current 0.9 times the current generated by dust is broken by a chisel. If a break occurred, it was considered unsuitable.
  • the steel sheet satisfying the component conditions and the manufacturing conditions according to the present invention has an M value determined by the solid solution (C) in the residual austenite and the average M neq of the steel material of not less than 140 and less than 70.
  • Some initial residual aus Contains not less than 3% and not more than 50% of tenite and not less than 2.5% of residual austenite after pre-deformation.
  • the initial volume fraction of residual austenite and the volume fraction after 10% pre-deformation It has an appropriate stability of 0.3 or more in the ratio of.
  • each steel sheet that satisfies the manufacturing conditions and component conditions according to the present invention has an M value determined by the solid solution [C] in the residual austenite and the average M neq of the steel material of ⁇ 14.
  • VU 0 ZV (0) when the work hardening index for strains of 5 to 10% is 0.13 or more, and the residual austenite volume fraction after pre-processing is 2.5% or more for any of 0 to less than 70.
  • Is 0.3 or more the maximum stress X total elongation is 20 or more than 00, and (d—s) ⁇ 60 and (dyn—CT St) ⁇ —0.272 x TS + 3 It is evident that they exhibit excellent collision safety and formability, satisfying both 0 and 0 simultaneously.
  • the present invention makes it possible to provide high-strength hot-rolled steel sheets and cold-rolled steel sheets for automobiles, which have both unprecedented excellent collision safety and formability, at low cost and stably. As a result, the uses and conditions of use of high-strength steel sheets will be greatly expanded.

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Description

明 細 書 高い動的変形抵抗を有する良加工性高強度鋼板とその製造方法 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良加工性高強度熱延鋼板および冷 延鋼板とその製造方法に関するものである。
背景技術
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、 それに対応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。
自動車の衝突時に各部位が受ける変形の歪み速度は 1 0 3 ( 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、 C〇 2 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 つている。
例えば、 本発明者らは、 C A M P— I S I J V o l . 9 ( 1 9 9 6 ) p p . 1 1 1 2〜 1 1 1 5 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、 1 0 3 ( 1 / s ) 程度の高歪み速度領域での動的強度は、 1 0— 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 、 T R I P (変態誘起塑性） 型の鋼や D P (フ ヱライ 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。
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 ― 1 8 3 7 2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 卜の量以外に残留オーステナイ 卜の性質をどのよう に制御すべきかは明確にされていない。
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。
発明の開示
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 口組織がフ ライ トおよび/ またはべィナイ トを含み、 このいずれかを主相と し、 体積分率で 3 〜 5 0 %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 X 1 0 一 4 〜 5 X 1 0 —3 ( 1 / s ) の歪み速度範囲で変形した時の準静的変形 強度 σ s と、 前記予変形を加えた後、 5 X 1 0 2 〜 5 X 1 0 3 ( 1 / s ) の歪み速度で変形した時の動的変形強度 j d との差 ： ff d— sが 6 0 M P a以上であり、 かつ歪み 5〜 1 0 %の加工硬化指数 が 0 . 1 3 0以上を満足することを特徴とする高い動的変形抵抗を 有する良加工性高強度鋼板であり、
( 2 ) 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/ またはべイナイ トを含み、 このいずれかを主相と し、 体積分率で 3 〜 5 0 %の残留オーステナィ 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 X 1 0 一 4 〜 5 X 1 0 -3 ( 1 / s ) の歪み速度範囲で変形した時の準静的変形 強度ひ s と、 前記予変形を加えた後、 5 X 1 0 2 〜 5 X 1 0 3 ( 1 / s ) の歪み速度で変形した時の動的変形強度 CT d との差 ： ひ d — CT S力く 6 O M P a以上であり、 かつ、 5 X 1 0 2 〜 5 x l 0 3 ( 1 / s ) の歪み速度範囲で変形した時の 3 〜 1 0 %の相当歪み範囲に おける変形応力の平均値 σ d y n (MPa ) と 5 x 1 0 — 4〜 5 x 1 0 一 3 ( 1 / s ) の歪み速度範囲で変形した時の 3〜 1 0 %の相当歪み 範囲における変形応力の平均値 σ s t (MPa ) の差が 5 x 1 0 — 4〜 5 X 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 T S (MPa ) によつて表現される式 （ σ d y n - σ s t ) ≥ - 0 . 2 7 2 x T S + 3 0 0 を満足し、 かつ歪み 5〜 1 0 %の加工硬化指数が 0 . 1 3 0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良加工性高強度鋼板である。 また、
( 3 ) 最終的に得られる鋼板の ミ ク 口組織がフ ライ トおよび/ またはべィナイ トを含み、 このいずれかを主相と し、 体積分率で 3 〜 5 0 %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 X 1 0 一 4 〜 5 X 1 0 —3 ( 1 / s ) の歪み速度範囲で変形した時の準静的変形 強度 σ s と、 前記予変形を加えた後、 5 X 1 0 2 〜 5 X 1 0 3 ( 1 / s ) の歪み速度で変形した時の動的変形強度 との差 ： び d— ひ s力く 6 O M P a以上であり、 かつ、 5 X 1 0 2 〜 5 X 1 0 3 ( 1 Z s ) の歪み速度範囲で変形した時の 3 〜 1 0 %の相当歪み範囲に おける変形応力の平均値 CT d y n ( Pa ) と 5 x 1 0 — 4〜 5 x 1 0 一 3 ( 1 / s ) の歪み速度範囲で変形した時の 3〜 1 0 %の相当歪み 範囲における変形応力の平均値 σ s t (MPa ) の差が 5 x 1 0 ―4〜 5 X 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 T S (MPa ) によつて表現される式 （ σ d y n - σ s t ) ≥ - 0. 2 7 2 x T S + 3 0 0 を満足し、 更に、 前記残 留ォ一ステナイ ト中の固溶 〔 C〕 と鋼材の平均 M n等量 {M n eq = M n + (N i + C r + C u + M o ) / 2 } よって決まる値 （M) 力く、 M= 6 7 8 — 4 2 8 X 〔 C〕 一 3 3 M n eq がー 1 4 0以上 7 0未満を満足し、 かつ、 相当歪みで 0 %超 1 0 %以下の予変形を与 えた後の鋼材の残留オーステナイ ト体積分率が 2. 5 %以上であり 、 かつ、 残留オーステナイ 卜の初期体積分率 V ( 0 ) と、 相当歪み にして 1 0 %の予変形を加えた時の残留オーステナイ 卜の体積分率 V ( 1 0 ) との比、 V ( 1 0 ) / V ( 0 ) が 0. 3以上を満足し、 かつ歪み 5 〜 1 0 %の加工硬化指数が 0. 1 3 0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良加工性高強度鋼板である ( 4 ) また、 前記 （ 1 ) 〜 （ 3 ) の何れかにおいて、 前記残留ォ ーステナイ 卜の平均結晶粒径が 5 m以下であること、 前記残留ォ ーステナイ 卜の平均結晶粒径と、 主相であるフ ェライ ト も しく はべ 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 1 0 /z m以下、 好ま しく は 6 〃 m以下であること、 マルテンサイ ト の占積率が 3〜 3 0 %、 前記マルテンサイ 卜の平均結晶粒径が 1 0 / m以下、 好ま しく は 5 /z m以下であること、 フ ヱライ トの体積分 率が 4 0 %以上、 引張強さ X全伸びの値が 2 0 , 0 0 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。
( 5 ) また、 本発明高強度鋼板は、 重量％で、 C ： 0. 0 3 %以 上 0. 3 %以下、 S i と A 1 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 M n， N i , C r， C u， M o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 F e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、 N b， T i , V， P, B， C a , R E Mの 1 種または 2種以上を、 N b， T i， 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. 0 1 %以下、 C aにおいては 0. 0 0 0 5 %以上 0. 0 1 %以下、 R E M : 0. 0 0 5以上 0. 0 5 %以下を含有し、 残部が F e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。
( 6 ) 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 （ 5 ) の成分組成を有する連続铸造スラ ブを、 铸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、 A r 3 - 5 0 °C〜 A r + 1 2 0 °C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 °CZ秒以上で冷却後、 5 0 0 °C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 口組織がフ Xライ トおよび Zまたは ペイナイ トを含み、 このいずれかを主相と し、 体積分率で 3〜 5 0 %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 X 1 0 〜 5 X 1 0—3 ( 1 / s ) の歪み速度範囲で変形した時の準静的変形強度 σ s と、 前記予変形を加えた後、 5 X 1 0 2 〜 5 X 1 0 3 ( 1 / s ) の歪み速度で変形した時の動的変形強度 d との差 ： CT d — σ sが 6 O M P a以上であり、 かつ、 5 X 1 0 2 〜 5 x l 0 3 ( 1 / s ) の歪み速度範囲で変形した時の 3〜 1 0 %の相当歪み範囲における 変形応力の平均値 CT d y n (MPa ) と 5 X 1 0 — 4〜 5 x l 0— 3 ( 1 / s ) の歪み速度範囲で変形した時の 3〜 1 0 %の相当歪み範囲に おける変形応力の平均値 σ s t (MPa ) の差が 5 x 1 0 〜 5 x 1 0一3 ( 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 （ CT d y n— CT S t ) ≥ - 0. 2 7 2 X T S + 3 0 0を満足し、 かつ歪み 5〜 1 0 % の加工硬化指数が 0. 1 3 0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良加工性高強度熱延鋼板である。
( 7 ) 更に、 前記 （ 6 ) において、 熱延の仕上げ温度が A r 3 — 5 0 °C〜A r 3 + 1 2 0 °Cの温度範囲において、 メ タラジーパラメ 一夕一 ： 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 ンァゥ トテーブルにおける平均冷却速度を 5 °C / 秒以上と し、 更に前記メ タラ ジーパラメ ータ一 ： Aと巻き取り温度 ( C T) 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。
9 ≤ 1 0 g A≤ 1 8 ( 1 )
A T≤ 2 l x l o g A - 1 7 8 ( 2 )
6 x l o g A + 3 1 2 ≤ C T≤ 6 X l o g A + 3 9 2 ( 3 )
( 8 ) 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 （ 5 ) の成分組成を有する連続铸 造スラブを、 鋅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 X ( A c - A c , ) + A c , °C以上 A c 3 + 5 0 °C以下の温度で 1 0秒〜 3分焼鈍した後に、 1 〜 1 0 °CZ秒の一次冷却速度で 5 5 0〜 7 2 0 °Cの範囲の一次冷却停止温度まで冷却し、 引き続いて 1 0〜 2 0 0 °CZ秒の二次冷却速度で 2 0 0〜 4 5 0 °Cの二次冷却停 止温度まで冷却した後、 2 0 0 〜 5 0 0 °Cの温度範囲で 1 5秒〜 2 0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 ヱライ 卜および/またはべィナイ 卜を含み、 このいずれか を主相と し、 体積分率で 3〜 5 0 %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 X 1 0 〜 5 X 1 0 —3 ( 1 / s ) の歪み速度範囲 で変形した時の準静的変形強度 σ s と、 前記予変形を加えた後、 5 X 1 0 2 〜 5 X 1 0 3 ( 1 / s ) の歪み速度で変形した時の動的変 形強度ひ d との差 ： ひ （1 一 CT Sが 6 O M P a以上であり、 かつ、 5 X 1 0 2 〜 5 X 1 0 3 ( 1 / s ) の歪み速度範囲で変形した時の 3 〜 1 0 %の相当歪み範囲における変形応力の平均値 σ d y n (MPa ) と 5 X I 0 — 4〜 5 X 1 0 — 3 ( 1 / s ) の歪み速度範囲で変形した 時の 3 〜 1 0 %の相当歪み範囲における変形応力の平均値 CT S t ( MPa ) の差が 5 x l 0 — 4〜 5 X 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 T S (MPa ) によつ て表現される式 （ び d y n— CT S t ) ≥— 0. 2 7 2 x T S + 3 0 0 を満足し、 かつ歪み 5 〜 1 0 %の加工硬化指数が 0 . 1 3 0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良加工性高 強度冷延鋼板であり、
( 9 ) 更に前記 （ 8 ) において、 前記連続焼鈍工程で焼鈍して最 終的な製品とするに際し、 0. I X ( A c 3 - A c , ) + A c , °C 以上 A c + 5 0 °C以下の温度で 1 0秒〜 3分焼鈍した後に、 1 〜 1 0 °C /秒の一次冷却速度で 5 5 0〜 7 2 0 °Cの範囲の二次冷却開 始温度 T qまで冷却し、 引き続いて 1 0〜 2 0 0 °C /秒の二次冷却 速度で成分と焼鈍温度 T oで決まる温度 T e m以上、 5 0 0 °C以下 の二次冷却数量温度 T e まで冷却した後、 T e — 5 0 °C以上 5 0 0 °C以下の温度 T o aで 1 5秒〜 2 0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 卜および/または ペイナイ トを含み、 このいずれかを主相と し、 体積分率で 3〜 5 0 %の残留オーステナイ 卜を含む第 3相との複合組織であり、 相当歪 みで 0 %超 1 0 %以下の予変形を与えた後、 5 X 1 0 — 4〜 5 X 1 0 "3 ( 1 / s ) の歪み速度範囲で変形した時の準静的変形強度 CT S と 、 前記予変形を加えた後、 5 X 1 0 2 〜 5 X 1 0 3 ( 1 / s ) の歪 み速度で変形した時の動的変形強度 ff d との差 ： び d— CT Sが 6 0 M P a以上であり、 かつ、 5 X 1 0 2 〜 5 X 1 0 3 ( 1 / s ) の歪 み速度範囲で変形した時の 3〜 1 0 %の相当歪み範囲における変形 応力の平均値 CT d y n (MPa ) と 5 x 1 0一4〜 5 X 1 0 — 3 ( 1 / s ) の歪み速度範囲で変形した時の 3〜 1 0 %の相当歪み範囲におけ る変形応力の平均値 σ s t (MPa ) の差が 5 x 1 0 — 4~ 5 x 1 0 ( 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 （ CT d y n— CT S t ) ≥ - 0. 2 7 2 X T S + 3 0 0 を満足し、 かつ歪み 5 ~ 1 0 %の加 ェ硬化指数が 0. 1 3 0以上を満足することを特徴とする高い動的 変形抵抗を有する良加工性高強度冷延鋼板、 である。 図面の簡単な説明
図 1 は、 本発明における部材吸収エネルギーと T Sの関係を示す 図。
図 2 は、 図 1 における部材吸収エネルギー測定用の成形部材を示 す図。
図 3 は、 鋼板の歪み 5 ~ 1 0 %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 （ハツ トモデル） の概観図。
図 4 bは、 図 4 aに用いた試験片の断面図。
図 4 cは、 衝撃圧壊試験方法の模式図。
図 5 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 X 1 0 2 〜 5 X 1 0 3 ( 1 / s ) の歪み速度範囲で変形し た時の 3〜 1 0 %の相当歪み範囲における変形応力の平均値び d y nと、 5 x 1 0 — 4〜 5 X 1 0 — 3 ( 1 / s ) の歪み速度範囲で変形し た時の 3〜 1 0 %の相当歪み範囲における変形応力の平均値 CT S t の差 （ひ d y n—（i s t ) と T Sとの関係を示す図。
図 6 は、 歪み 5〜 1 0 %の加工硬化指数と引張強さ （T S ) X全 伸び （ T · E 1 ) との関係を示す図。
図 7 は、 本発明における熱延工程における Δ Tとメ タラ ジーパラ メ ーター Aとの関係を示す図。
図 8 は、 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—パラメ 一夕一 Aとの関係を示す図。
図 9 は、 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 1 0 は、 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 （T e ) とその後の保持温度 （T o a ) との関係を示す図。 発明を実施するための最良の形態
自動車等のフ ロ ン トサイ ドメ ンバ一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。 しかしながら、 現在までのとこ ろ、 成形による変形応力の上昇と歪み速度上昇による変形応力の上 昇とを同時に考慮して実部材と して衝撃吸収特性に優れた鋼板を得 る試みはなされていない。
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を見いだした。 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 ヱライ トおよび Zまたはべィナイ 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 卜に変態する残留 オーステナイ トを体積分率で 3〜 5 0 %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が判明した。 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良加工 性高強度鋼板が得られることが判明した。
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 ンバ一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 2 0 %以上に達する場合もあ るが、 相当歪みと して 0 %超 1 0 %以下の部位が大半であり、 従つ 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 つて、 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 1 0 %以下の変形を選択した。
図 1 は、 後述する各鋼材について衝突時における成形部材の吸収 エネルギー E a b と、 素材強度 S (T S ) との関係を示したもので ある。 部材吸収エネルギー E a bは、 図 2 に示すような成形部材の 長さ方向 （矢印方向） に、 質量 4 0 0 K gの重錘を速度 1 5 m /秒 で衝突させ、 その時の圧潰量 1 0 0 mmまでの吸収エネルギーであ る。 なお、 図 2 の成形部材は、 厚さ 2. 0 mmの鋼板を成形したハ ッ ト型部 1 に同じ厚さの同一鋼種の鋼板 2 をスポッ ト溶接により接 合したものであり、 ハツ ト型部 1 のコーナ一半径は 2 mmである。 3 はスポッ 卜溶接部である。 図 1 から、 部材吸収エネルギー E a b は、 通常の引張試験で得られる素材強度 （T S ) の高いものほど高 く なる傾向が見られるが、 バラツキの大きいことが分かる。 この図 1 に示す各素材について、 相当歪みにして 0 %超〜 1 0 %以下の予 変形を加えた後、 5 X 1 0 "4~ 5 X 1 0 —3 ( 1 / s ) の歪み速度で 変形した時の準静的変形強度 CT S と、 5 X 1 0 2 〜 5 X 1 0 3 ( 1 / s ) の歪み速度で 変形した時の動的変形強度 σ dを測定した。
その結果、 （ び d— CT S ) によって層別することができた。 図 1 の各プロ ッ 卜の記号で、 〇は 0 %超〜 1 0 %以下の範囲の何れかの 予変形量で （ cr d _ s ) < 6 0 M P a となる もの、 像は、 前記範 囲の全ての予変形量で 6 0 M P a ≤ ( σ d - σ s ) であり、 かつ予 変形量が 5 %の時、 6 0 M P a ( σ d - σ s ) く 8 0 M P aであ る もの、 酾は、 前記範囲の全ての予変形量で 6 0 M P a ≥ ( σ d - び s ) であり、 かつ予変形量が 5 %の時、 8 0 M P a ≤ ( び d— σ s ) < 1 0 O M P aである もの、 ▲は、 前記範囲の全ての予変形量 で 6 0 M P a ≤ ( σ d - σ s ) であり、 かつ予変形量が 5 %の時、 1 0 0 M P a ≤ ( σ (1—ひ s ) である もの、 である。
そして、 0 %超〜 1 0 %以下の範囲の全ての予変形量において 6 0 M P a ≤ ( σ d - σ s ) であるものは、 衝突時の部材吸収エネル ギー E a b力 素材強度 S (T S ) から予測される値以上であり、 衝突時の衝撃吸収用部材と して優れた動的変形特性を有する鋼板で あった。 前記予測される値は図 1 の曲線で示す値であり、 E a b二 0. 0 6 2 S °' 8 で示される。 従って、 本発明においては （ C7 d — CT S ) を 6 0 M P a以上と した。
また、 動的変形強度は静的変形強度 （T S ) の累乗の形で表され ることが知られており、 静的変形強度 （T S ) が高く なるにつれて 動的変形強度と静的変形強度の差は小さ く なる。 しかし、 材料の高 強度化による軽量化を考えた場合、 動的変形強度と静的変形強度 （ T S ) の差が小さ く なると材料置換による衝撃吸収能の向上が大き く は期待できず、 軽量化の達成が困難になる。
また、 フ ロ ン トサイ ドメ ンバー等の衝撃吸収用部材は、 特徴的に ハツ 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 4 0 %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 7 0 %以上が、 高速の応力一歪み線図の 1 0 %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、 1 0 %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〜 1 0 %の範囲が最も重要であるこ とから、 高速引張り変形 5 X 1 0 2 - 5 X 1 0 3 ( 1 / s ) の歪み 速度範囲で変形した時の相当歪みで 3 ~ 1 0 %の範囲の平均応力び d y nを以て衝撃エネルギー吸収能の指標と した。
この高速変形時の 3 ~ 1 0 %の平均応カひ （5 11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 X 1 0 〜 5 X 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 ： T S (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 （T S ) 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 （T S ) で、 高い CT d y nを持つ鋼材が望ま しい。 特に、 部材へ の加工時の歪みレベルが主に 1 0 %以下であることから、 部材への 成形時の形状凍結性等の成形性の指標となる低歪み領域での応力が 低いことが成形性向上のためには重要である。 従って、 CT d y n ( M P a ) と 5 x l 0 — 4〜 5 X 1 0 — 3 ( 1 / s ) の歪み速度範囲で変 形した時の 3 〜 1 0 %の相当歪み範囲における変形応力の平均値 σ s t (M P a ) の差が大きいほど静的には成形性に優れ、 動的には 高い衝撃エネルギーの吸収能を持つと言える。 この関係で、 図 5 に 示すように、 特に （ CT d y n— CT S t ) ≥ - 0. 2 7 2 x T S + 3 0 0 の関係を満足する鋼材は、 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。
次に、 本発明者らは、. 耐衝突安全性を向上させるためには、 鋼の 成形加工後の加工硬化指数を高め、 d— σ s を高めること も知見 した。 すなわち、 上記のように鋼材の ミ ク 口組織を制御されると鋼 の歪み 5〜 1 0 %の加工硬化指数が 0. 1 3以上、 好ま しく は 0. 1 6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。 すなわち、 図 3 に示すように、 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評価することが妥当で あると考える。 加工硬化指数が高く なるという こ とは、 鋼板のく び れが抑制され、 引張強さ X全伸びで表わされる成形性が向上する。
また図 6 に示すように、 図 3 の動的エネルギー吸収量は、 衝撃圧 壊試験法により次のようにして求めた。 すなわち、 鋼板を図 4 に 示すような試験片形状に成形し、 先端径 5. 5 mmの電極によりチ リ発生電流の 0. 9倍の電流で 3 5 mmピッチでスポッ ト溶接 3 を し、 図 4 aに示す 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 1 7 0 °C X 2 0分の焼き付け塗装処理を 行った後、 図 4 c に示すように約 1 5 O K gの落錘 4 を約 1 0 mの 高さから落下させ、 ス ト ッパー 6 を設けた架台 5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〜 1 5 0 m mの変形仕事を算出して動的エネルギー吸収量と した。
なお、 鋼板の加工硬化指数は、 鋼板を J I S— 5号試験片 （標点 距離 5 0 mm、 平行部幅 2 5 mm) に加工し、 歪み速度 0. 0 0 1 / sで引張試験し、 加工硬化指数 （歪み 5 〜 1 0 %の n値） を求め ることができる。
以下本発明における鋼材の ミ ク口組織について説明する。
鋼板に適量の残留オーステナイ 卜が存在すると、 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 卜に変態する 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 %〜 5 0 %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 びれ抑制効果が不足 して高い引張強さ X全伸びを得ることができない。 一方、 残留ォー ステナイ 卜の体積分率が 5 0 %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 X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つたと 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。
また、 前述の残留オーステナィ 卜の体積分率が 3 %〜 5 0 %とい う条件に加え、 この残留オーステナイ 卜の平均結晶粒径が 5 m以 下、 好ま しく は 3 m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 卜の体積分率が 3 %〜 5 0 %を満たしていても 、 その平均結晶粒径が 5 m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 のもつ固有特性の向上作用が局所的に止まるのみで好ま しく ない。 また、 好ま し く は、 前述した残留オーステナイ 卜の平均結晶粒径と 、 主相であるフ ェライ ト も し く はべィナイ 卜の平均粒径の比が 0 . 6以下で、 主相の平均粒径が 1 0 / m以下、 好ま し く は 6 / m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つた。
更に、 本発明者らは、 同一レベルの引張強度 （ T S ： 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の差 ： σ d y n — σ s t 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 （M n eq ) 力く、 M n eq = M n + (N i + C r + C u + M o ) ノ 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 卜中の炭素濃度は、 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、 M 0の Κ α線を用いた X線解析により フ ヱライ 卜の （ 2 0 0 ) 面、 （ 2 1 1 ) 面およびォ ーステナイ トの （ 2 0 0 ) 面、 （ 2 2 0 ) 面、 （ 3 1 1 ) 面の積分 反射強度を用いて、 Journal of The Iron and Steel Institute, 2 06(1968)， p60 に示された方法にて算出できる。 本発明者らが行つ 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ィ 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 M n eq を用いて計算される値 ： Mが、 M= 6 7 8 — 4 2 8 X 〔 C〕 - 3 3 x M n eq が— 1 4 0以上 7 0未満の場合で、 かつ 相当歪みで 0 %超 1 0 %以下の予変形を与えた後の鋼材の残留ォー ステナイ ト体積分率が 2. 5 %以上であり、 かつ、 残留オーステナ ィ 卜の初期体分積率 V ( 0 ) と、 相当歪みにして 1 0 %の予変形を 加えた時の残留オーステナイ 卜の体積分率 V ( 1 0 ) との比、 V ( 1 0 ) /V ( 0 ) が 0. 3以上を満足する場合に同一の静的引張強 度 （T S ) に対して大きな （ d y n— び s t ) を示すことが同時 に見いだされた。 この場合において、 M〉 7 0では残留ォーステナ ィ 卜が低歪み領域で硬質のマルテンサイ 卜に変態するから、 成形性 を支配する低歪み領域での静的な応力をも上昇させてしまい、 形状 凍結性等の成形性を劣化させるのみならず、 （ σ d y n— ひ s t ) の値を小さ く することから、 良好な成形性と高い成形性と高い衝撃 エネルギ一吸収能の両立が得られないため Mを 7 0未満と した。 ま た、 Mがー 1 4 0未満の場合には、 残留オーステナイ 卜の変態が高 い歪み領域に限定されるために、 良好な成形性は得られるものの、 ( σ d y η - σ s t ) を増大させる効果がなく なることから Mの下 限を一 1 4 0 と した。
また、 残留オーステナイ 卜の存在位置に関しては、 軟質なフ ェラ ィ 卜が主に変形時の歪みを受けるため、 フ ヱライ 卜に隣接していな い残留 y (オーステナイ ト） は歪みを受け難く 、 その結果 5〜 1 0 %程度の変形ではマルテンサイ 卜へ変態し難く なり、 その効果が薄 れるため残留オーステナイ トはフ ヱライ 卜に隣接することが好ま し い。 そのため、 フ ヱライ トは、 その体積分率が 4 0 %以上、 好ま し く は 6 0 %以上であることが好ま しい。 前述したように、 フ ヱライ トは構成組織の中で最も軟質な組織であるため、 成形性を決定する 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 ライ 卜の体積分率増と細粒化により、 未変 態オーステナイ 卜の炭素濃度が増加して微細分散化するため残留ォ
—ステナイ 卜の占積率増 · 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。
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. 0 3 %以上 0. 3 %以下、 S i と A 1 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 M n， N i , C r , C u， M o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 F e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、 N b， T i , V ， P, B， C aまたは R E Mの 1種または 2種以上を、 N b , T i , 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、 Ρにおいては 0. 3 %以下、 Βにおいては 0. 0 1 %以下、 C aにおいては 0. 0 0 0 5 %以上 0. 0 1 %以下、 R E M : 0. 0 0 5以上 0. 0 5 %以下を含有し、 残部が F e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。
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 卜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 . 0 3 %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 %以上を確保す るこ とができないので 0 . 0 3 %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 ィ 卜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 つて部品と 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。
S i、 A 1 ： S i、 A 1 は共にフ ヱライ トの安定化元素であり、 フ ユライ 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、 S i、 A 1 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ィ 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、 S i、 A 1 以外に Pや C u、 C r 、 M o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、 S i と A 1 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 卜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 ィ 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 卜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、 S i と A 1 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 ニライ ト も し く は ペイナイ 卜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、 S i ≤ 0. 1 %とすることにより S i スケールを回避する力、、 逆に S i ≥ 1. 0 %とすることにより S i 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 o
M n、 N i 、 C r、 C u、 M o : M n、 N i 、 C r、 C u、 M o は全てオーステナィ 卜安定化元素であり、 室温でオーステナィ 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 卜を残留 させることが可能となる。 また、 これらの元素は A 1 や S i ほどで はないがセメ ンタイ 卜の生成を抑制する効果があり、 オーステナイ 卜への Cの濃化を助ける働き もする。 更に、 これらの元素は、 A 1 、 S i と共にマ ト リ ッ クスであるフ ヱライ 卜やべイナィ 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 卜の確保ができなく 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 ヱライ ト も しく はべイナ ィ 卜の硬質化を招き、 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。
必要に応じて添加される N b， T i、 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 できる力く、 その合計が 0 . 3 %を超える場合には母相であるフ ヱ ラ イ トやべイナイ 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。
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 . 0 1 %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 . 0 1 %と した。 また、 P は、 鋼材の高強度化や残留オーステナイ 卜の確保に有効であるが、 0 . 2 %を超えて添加された塌合には鋼材コ ス 卜の上昇を招く ばか りでなく 、 主相であるフ ェライ ト、 ペイナイ 卜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 . 0 1 %以下とすることが望ま しい。 更に、 C a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 . 0 0 0 5 %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 . 0 1 %と した。 また、 R E Mも C a と 同様の効果があるためその添加量を 0 . 0 0 5 %〜 0 . 0 5 %と し た。
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述する。
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 連続铸造スラブを、 铸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、 通常の連続铸造に加え、 薄肉連続铸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 2 5 m m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 5 0 0 m p m以上、 好ま し く は 6 0 0 m p m以上 で熱延を行う ことが好ま しい。
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 A r 3 — 5 0 °C〜 A r 3 + 1 2 0 °Cの温度範囲で行う ことが好ま しい。 A r 3 — 5 0 °C未 満では加エフ ヱライ トが生成し、 σ <5 — び s 、 σ d y η - σ s t . 5 〜 1 0 %の加工硬化能、 成形性を劣化させる。 A r 3 + 1 2 0 °C 超では鋼板ミ ク ロ組織の粗大化等から d— σ s 、 σ d y n - σ s t 、 5 〜 1 0 %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 ンァゥ トテーブル上で冷却される。 この際の平均冷却速度は 5 °CZ s e c以上である。 冷却速度につい ては残留オーステナィ 卜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 o
次に、 熱間圧延された鋼板は巻き取り工程に入り、 5 0 0 °C以下 の巻き取り温度で巻き取られる。 この巻き取り温度が 5 0 0 °Cを超 えると残留オーステナイ ト体積分率の低下が起こる。 なお、 後述す るように更に冷延し、 焼鈍に付される冷延鋼板の使用に供される材 料については特に巻き取り温度の制限はなく 通常の巻き取り条件で 差し支えない。
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 側温度および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 7および図 8 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。 すまわち、 熱延の仕上げ温度が A r 3 — 5 0 °C〜 A r 3 + 1 2 0 °Cの温度範囲において、 メ タラ ジーパラメ 一ター ： A力く、 ( 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 ジ一パラメ 一ター ： Aとは以下のように表わすことができ o
A = ε * x e χ ρ { (75282 - 42745 x Ce q) / 〔 1.978 x ( FT + 273) 〕 }
ただし、 F T 仕上げ温度 C)
C e q 炭素当量 = C + M n e c/ 6 (%)
M n e q マ ンガン当量 =M n + (N i + C r + C u +M o ) / 2 (%) 最終パス歪み速度 （ s 〜
( V / nr>< ΤΓΤ ) x ( 1 T) x 1 n
( 1 / ( 1
h , 最終パス入側板厚
h 2 最終パス出側板厚
r ( h , - h 2 ) / h ,
R ロール径
v 最終パス出側速度
Δ Τ ： 仕上げ温度 （仕上最終パス出側温度） 一仕上げ 入側温度 （仕上げ第一パス入側温度）
A r 3 ： 9 0 1 - 3 2 5 C % + 3 3 S i % - 9 2 M n e q その後、 ラ ンァゥ トテーブルにおける平均冷却速度を 5 °CZ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 （ C T) 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。
9 ≤ 1 0 g A≤ 1 8 ( 1 )
△ T≤ 2 l x l o g A— 1 7 8 ( 2 )
6 x 1 o g A + 3 1 2 ≤ C T≤ 6 x 1 o g A + 3 9 2
( 3 ) 上記 （ 1 ) 式において、 1 o g Aが 9未満では残留ァの生成、 ミ ク ロ組織微細化の観点から不十分となり、 d — s , σ d y n - σ s t、 5 〜 1 0 %の加工硬化能等を劣化させる。
また、 1 o g Aが 1 8超ではそれを達成するための設備が過大と なる。
( 2 ) 式を満たさない場合には残留ァが過度に不安定となり、 残 留ァが硬いマルテ ンサイ 卜に低歪領域で変態してしまい、 成形性や σ d - σ s , び d y n — CT s t、 5〜 1 0 %の加工硬化能等を劣化 させる。 なお、 （ 2 ) 式に示したように厶 Tの上限は 1 o g Aの増 大により緩和される。
巻取り温度が （ 3 ) 式の上限を満たさないと、 残留 ァ量の減少を 招く 等の悪影響がでる。 また、 （ 3 ) 式の下限を満たさないと、 残 留ァが過度に不安定となり、 残留ァが硬いマルテンサイ 卜に低歪領 域で変態してしまい、 成形性やび d— CT S、 σ d y n - σ s t、 5 〜 1 0 %の加工硬化能等を劣化させる。 なお、 巻取り温度の上下限 は 1 o g Aの増大により緩和される。
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 4 0 %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 9 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. I X ( A c - A c , ) + A c , °C以上 A c + 5 0 °C以下の温度で 1 0秒〜 3分焼鈍した後 に、 1 〜 1 0 °C Z秒の一次冷却速度で 5 5 0〜 7 2 0 °Cの範囲の一 次冷却停止温度まで冷却し、 引き続いて 1 0〜 2 0 0 °C /秒の二次 冷却速度で 2 0 0〜 4 5 0 °Cの二次冷却停止温度まで冷却した後、 2 0 0 ~ 5 0 0 °Cの温度範囲で 1 5秒〜 2 0分保持し、 室温まで冷 却する。 前記焼鈍温度は、 鋼材の化学成分によって決まる温度 A c ！ および A c 3 温度 （例えば、 「鉄鋼材料学」 ： W. C. Leslie著、 丸善. p 273. ) で表される 0. I X ( A c — A c , ) + A c , °C 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. I X ( A c - A c , ) + A c ( °Cを下限と した。 また、 焼鈍温度が A c 3 + 5 0 °C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 A c 3 + 5 0でと した。 この温度での焼鈍時間は、 鋼板の温度均一化とォー ステナイ ト量の確保のために最低 1 0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 卜上昇の原因となる。
前記一次冷却は、 オーステナイ 卜からフ ヱライ 卜への変態を促し 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 卜の安定 化を図るために重要である。 この冷却速度が 1 °Cノ秒未満にすると 、 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 °C /秒が下限となる。 一方、 冷却速度が 1 0 °C /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 ィ ト確保が困難になるため 1 0 °c /秒を上限と した。 この一次冷却 が 5 5 0 °C未満まで行なわれると、 冷却中にパ一ライ 卜が生成し、 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 7 2 0 °C超までしか行われなかつた場合にはフ ヱライ ト変態の進行が 十分でなく なる。
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 1 0 °C Z秒以上が必要になるが、 2 0 0 °C /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 2 0 0 °C未満の場合 には、 冷却前に残っていたオーステナイ 卜のほぼ全てがマルテンサ ィ 卜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 4 5 0 °C超になると最終的に得られる σ d — σ s σ d y η — σ s t力く低下する。
鋼板中に残留しているオーステナイ 卜を室温で安定化させるため には、 その一部をべイナィ 卜に変態させることでオーステナイ 卜中 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ペイ 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 °C /秒〜 5 0 °C /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ペイナイ ト処理温度より も高温の場合は 、 ペイナイ ト処理温度まで 5 °C /秒〜 2 0 0 °C /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 2 0 0 °C未満で保持された場合にも、 また 5 0 0 °C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 2 0 0 °C〜 5 0 0 °Cと した。 この時、 2 0 0 °C〜 5 0 0 °Cの保持が 1 5秒未満ではべイナィ 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 2 0分超ではべイナィ ト変態後に鉄炭化物の析 出ゃパ—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 1 5秒〜 2 0分の範囲と した。 ベ ィナイ ト変態を促進させるために行う 2 0 0 °C〜 5 0 0 °C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 な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 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 . I X ( A c 3 - A c , ) + A c ！ °C以上 A c 3 + 5 0 °C以下の温度 で 1 0秒〜 3分焼鈍した後に、 1 〜 1 0 °C /秒の一次冷却速度で 5 5 0 〜 7 2 0 °Cの範囲の二次冷却開始温度 T qまで冷却し、 引き続 いて 1 0 〜 2 0 0 °C Z秒の二次冷却速度で成分と焼鈍温度 T 0で決 まる温度 T e m以上、 5 0 0 °C以下の二次冷却数量温度 T e まで冷 却した後、 T e — 5 0 °C以上 5 0 0 °C以下の温度 T o aで 1 5秒〜 2 0分保持し、 室温まで冷却する方法である。 これは、 図 1 0 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 T o との関数と して表し、 ある限界値以上で冷却する方法であ り、 更に過時効温度 T o aの範囲を前記急冷終点温度 T e との関係 で規定したものである。
ここで、 T e mとは、 急冷開始時点 T q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、 T e mは 、 オーステナイ ト中の C濃度の影響を除外した値 （T 1 ) と C濃度 の影響を示す値 （T 2 ) の差 ： T e m = T l — T 2である。 ここで 、 T 1 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、 T 2 は鋼板の成分で決まる A c , と A c 3 および焼鈍温度 T oによって決まる T q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、 C e q * は、 前記焼鈍温度 T oで残留 しているオーステナィ ト中の炭素当量である。
T l - 5 6 1 - 3 3 X {M n %+ (N i + C r + C u +M o ) /
2 } と T 2 との差であり、 Τ 2 は、
A c , = 7 2 3 - 0. 7 X M n % - 1 6. 9 x N i % + 2 9. 1 x S i % + 1 6. 9 x C r %、 および、
A c3 = 9 1 0 - 2 0 3 x ( C %) ,/2 - 1 5. 2 x N i % + 4
4. 7 X S i %+ 1 0 4 x V%+ 3 1. 5 X M o % - 3 0 x M n % - 1 1 x C r % - 2 0 x C u % + 7 0 0 x P ¾ + 4 0 0 x A l %+ 4 0 0 x T i %,
と焼鈍温度 T oにより表現され、
C e q * = ( A c3 - A c ■ ) x C / (T o - A c , ) + ( M n +
S i / 4 + N i / 7 + C r + C u + l . 5 M o ) / 6力く
0. 6超の場合には、 T 2 = 4 7 4 x ( A c3 - A c , ) x C / (
T o - A c I ) 、
0. 6以下の場合には、 T 2 = 4 7 4 x ( A c3 - A c , ) x C / { 3 x ( A c3 - A c . ) x C + 〔 （M n + S i / 4 + N i / 7 + C r + C u + l . 5 M o ) / 2 - 0. 8 5 ) 〕 x (T o— A c J 、 に より表現される。
すなわち、 T eが T e m未満の場合には、 必要以上に多量のマル テンサイ 卜が生成し、 十分な量の残留オーステナイ 卜を確保できな いと同時に、 d— CT S 、 （ び d y n— ひ s t ) の値を小さ く する ことから、 これを T eの下限と した。 また、 T eが 5 0 0 °C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ィ 卜が 得られなく なる。 また、 T 0 aが T e — 5 0 °C未満の場合には、 付 加的な冷却設備が必要であつたり、 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。 更に、 T 0 aが 5 0 0 °C以上では、 パ一ライ ト も しく は 鉄炭化物が生成し、 残留オーステナィ 卜生成に不可欠な Cを浪費し てしまい、 必要な量の残留オーステナイ 卜が得られなく なる。 また 、 T 0 aでの保持が 1 5秒未満ではべイナィ ト変態の進行が十分で なく 、 最終的に得られる残留オーステナイ 卜の量および性質が本発 明の目的に合致しなく なる。
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 Xライ トおよび Zまたはべィナイ トを含み、 こ のいずれかを主相と し、 体積分率で 3〜 5 0 %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 X 1 0―4〜 5 X 1 0—3 ( 1 / s ) の歪 み速度範囲で変形した時の準静的変形強度 σ s と、 前記予変形を加 えた後、 5 Χ 1 0 2 〜 5 X 1 0 3 ( l Z s ) の歪み速度で変形した 時の動的変形強度 との差 ： び d— ひ sが 6 O M P a以上であり 、 かつ、 5 X 1 0 2 〜 5 X 1 0 3 ( l Zs ) の歪み速度範囲で変形 した時の 3 〜 1 0 %の相当歪み範囲における変形応力の平均値び d y n ( Pa ) と 5 X 1 0 — 4〜 5 x l 0 — 3 ( 1 / s ) の歪み速度範囲 で変形した時の 3〜 1 0 %の相当歪み範囲における変形応力の平均 値 CT S t (MPa ) の差が 5 X 1 0 ―4〜 5 X 1 0 — 3 ( l Zs ) 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 (MP a ) によって表現される式 （ cr d y n— CT S t ) ≥ - 0. 2 7 2 x T S + 3 0 0 を満足し、 かつ歪み 5〜 1 0 %の加工硬化指数が 0. 1 3 0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 良加工性高強度鋼板の製造が可能となる。
なお、 本発明による良加工性高強度鋼板は、 焼鈍、 調質圧延、 電 気メ ツキ等を施して所望の製品とするこ ともできる。
ミ ク 口組織は以下の方法で評価した。
フェライ ト、 ペイナイ ト及び残部組織の同定、 存在位置の観察、 及び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 5 9 一 2 1 9 4 7 3 に開示された試薬により薄鋼板圧延方向断面を腐食 した倍率 1 0 0 0倍の光学顕微鏡写真により行った。
残留ァの平均円相当径は特願平 3 — 3 5 1 2 0 9で開示された試 薬により圧延方向断面を腐食し、 倍率 1 0 0 0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。
残留ァ体積分率 （V ァ ： 単位は は M o— Κ α線による X線解 折で次式に従い、 算出した。
V r = ( 2 / 3 ) { 1 0 0 / ( 0. 7 Χ α ( 2 1 1 ) / r ( 2 2 0 ) + 1 ) } + ( 1 / 3 ) ( 1 0 0 / ( 0. 7 8 Χ α ( 2 1 1 ) / r ( 3 1 1 ) + 1 ) }
但し、 （ 2 1 1 ) 、 r ( 2 2 0 ) 、 ( 2 1 1 ) 、 γ ( 3 1 1 ) は面強度を示す。 残留 yの C濃度 （ C ァ ： 単位は％) は C u— Κ α線による X線解 析でオーステナイ トの （ 2 0 0 ) 面、 （ 2 2 0 ) 面、 （ 3 1 1 ) 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。
C ァ - (格子定数— 3. 5 7 2 ) / 0. 0 3 3
特性評価は以下の方法で実施した。
引張試験は J I S 5号 （標点距離 5 0 mm、 平行部幅 2 5 mm) を用い歪み速度 0. 0 0 l Z sで実施し、 引張強さ （T S ) 、 全伸 び （T. E 1 ) 、 加工硬化指数 （歪 5 %〜 1 0 %の n値） を求め、 T S T. E 1 を計算した。
伸びフ ラ ンジ性は 2 0 m mの打ち抜き穴をバリのない面から 3 0 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 （ d o、 2 0 mm) との穴拡げ比 （ dZ d o ) 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。 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 1 5種類の鋼材を 1 0 5 0〜 1 2 5 0 °C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 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 M n e qで決まる M値が一 1 4 0以上 7 0未満である初期残留オース テナイ トを 3 %以上 5 0 %以下、 予変形後の残留オーステナイ トを 2 . 5 %以上含有しており、 さ らに残留オーステナイ トの初期体積 分率と 1 0 %予変形後体積分率の比で 0 . 3以上という適度な安定 性を有している。 本発明による成分条件と製造条件と ミ ク ロ組織を 満足する鋼板は、 表 4 に示すように何れも d — s ≥ 6 0、 σ d y n - σ s t ≥ - 0 . 2 7 2 X T S + 3 0 0 . 5〜 1 0 %の加工硬 化指数≥ 0 . 1 3 0 . T S X T. E l ≥ 2 0 0 0 0 という優れた耐 衝突安全性と成形性を示すとと もにスポ ッ ト溶接性をも兼備してい ることが明らかである。
表 1 鋼の化学成分
Figure imgf000034_0001
下線は本発明の範囲外であることを示す。 * 1 ： Mn+Ni+Cr+Cu+Mo
表 2 製 造 条 件
Figure imgf000035_0001
下線は本発明の範囲外であることを示す。
* 1 ： 750°C~700°Cは 15°C/秒
表 3 鋼のミクロ組織
Figure imgf000036_0001
下線は本発明の範囲外であることを示す。
残部組織 ： Βはべイナイ ト、 Μはマルテンサイ ト、 Ρは' ライ 卜
表 4 鋼の機械的性質
Figure imgf000037_0001
下線は本発明の範囲外であることを示す。 * 1 ： adyn- σ st) — (0.272 x TS + 300)
<実施例 2 >
表 5 に示す 2 5種類の鋼材を A r 3以上で熱延を完了し冷却後卷 き取り、 酸洗後冷延した。 その後、 各鋼の成分から A c 1 ， A c 3 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 および表 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 M n e qで決まる M値が— 1 4 0以上 7 0未満で、 何れも歪み 5 〜 1 0 %の加工硬化指数が 0. 1 3以上、 予加工後の残留オーステナイ ト体積分率が 2. 5 %以上で 、 V U 0 ) Z V ( 0 ) が 0. 3以上、 最大応力 X全伸びが 2 0， 0 0 0以上であり、 （ d— s ) ≥ 6 0 と （ d y n— CT S t ) ≥— 0. 2 7 2 x T S + 3 0 0 を同時に満足するという優れた耐衝 突安全性と成形性を示すことが明らかである。
表 5 鋼の化学成分
Figure imgf000039_0001
線は本発明の範囲外であることを示す
* 1 Mn + N i +C r + Cu+Mo
表 6 製造条件
Figure imgf000040_0001
下線は本発明の範囲外であることを示す
鋼のミ クロ組織
Figure imgf000041_0001
下線は本発明の範囲外であることを示す。
表 8 鋼の機械的性質
Figure imgf000042_0001
下線は本発明の範囲外であることを示す。
* 1 ： (adyn - ast) - (一 0.272 xTS + 300)
産業上の利用可能性
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。

Claims

請 求 の 範 囲
1 . 最終的に得られる鋼板の ミ ク 口組織がフ Xライ 卜および/ま たはべィナイ トを含み、 このいずれかを主相と し、 体積分率で 3〜 5 0 %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、 力、 つ相当歪みで 0 %超 1 0 %以下の予変形を与えた後、 5 X 1 0 — 4〜 5 X 1 0 3 ( 1 / s ) の歪み速度範囲で変形した時の準静的変形強 度ひ s と、 前記予変形を加えた後、 5 X 1 0 2 〜 5 X 1 0 3 ( 1 / s ) の歪み速度で変形した時の動的変形強度ひ d との差 ： r d— ひ sが 6 0 M P a以上を満足し、 かつ歪み 5〜 1 0 %の加工硬化指数 が 0. 1 3 0以上を満足するこ とを特徴とする高い動的変形抵抗を 有する良加工性高強度鋼板。
2. 最終的に得られる鋼板の ミ クロ組織がフ ェ ライ 卜および/ま たはべイナイ トを含み、 このいずれかを主相と し、 体積分率で 3〜 5 0 %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、 力、 つ相当歪みで 0 %超 1 0 %以下の予変形を与えた後、 5 X 1 0 〜 5 X 1 0 -3 ( 1 / s ) の歪み速度範囲で変形した時の準静的変形強 度ひ s と、 前記予変形を加えた後、 5 X 1 0 2 〜 5 X 1 0 3 ( 1 / s ) の歪み速度で変形した時の動的変形強度 との差 ： cr d— σ s力く 6 O M P a以上であり、 かつ、 5 X 1 0 2 〜 5 x l 0 3 ( 1 / s ) の歪み速度範囲で変形した時の 3〜 1 0 %の相当歪み範囲にお ける変形応力の平均値 ff d y n (MPa ) と 5 x 1 0 〜 5 1 0 一 3
( 1 / s ) の歪み速度範囲で変形した時の 3 〜 1 0 %の相当歪み範 囲における変形応力の平均値 σ s t (MPa ) の差が 5 x 1 0 — 4〜 5 X I 0 -3 ( l Z 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 （ CT d y n— σ s t ) ≥ - 0. 2 7 2 x T S + 3 0 0 を満足し、 かつ歪み 5〜 1 0 %の加工硬化指数が 0. 1 3 0以上を満足するすることを特徴と する高い動的変形抵抗を有する良加工性高強度鋼板。
3. 最終的に得られる鋼板の ミ ク 口組織がフ ェライ 卜および/ま たはべィナイ トを含み、 このいずれかを主相と し、 体積分率で 3〜 5 0 %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、 力、 つ相当歪みで 0 %超 1 0 %以下の予変形を与えた後、 5 X 1 0 ―4〜 5 X 1 0 — 3 ( 1 / s ) の歪み速度範囲で変形した時の準静的変形強 度 σ s と、 前記予変形を加えた後、 5 X 1 0 2 〜 5 X 1 0 3 ( 1 / s ) の歪み速度で変形した時の動的変形強度ひ d との差 ： £7 d — σ s力く 6 O M P a以上であり、 かつ、 5 X 1 0 2 〜 5 X 1 0 3 ( 1 / s ) の歪み速度範囲で変形した時の 3 〜 1 0 %の相当歪み範囲にお ける変形応力の平均値 σ d y n (MPa ) と 5 x 1 0 — 4〜 5 x 1 0 — 3
( 1 / s ) の歪み速度範囲で変形した時の 3 〜 1 0 %の相当歪み範 囲における変形応力の平均値 σ s t (MPa ) の差が 5 x 1 0 ―4〜 5 X 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 T S (MPa ) によって表現される式 （ CT d y n— ひ s t ) ≥ - 0. 2 7 2 X T S + 3 0 0 を満足し、 更に前記残留ォ —ステナイ ト中の固溶 〔 C〕 と、 鋼材の平均 M n等量 {M n eq = M n + (N i + C r + C u +M o ) / 2 } よって決まる値 （M) が 、 M= 6 7 8 — 4 2 8 X 〔 C〕 - 3 3 M n eq 力く一 1 4 0以上 7 0 未満を満足し、 かつ、 相当歪みで 0 %超 1 0 %以下の予変形を与え た後の鋼材の残留オーステナイ ト体積分率が 2. 5 %以上であり、 かつ、 残留オーステナイ 卜の初期体積分率 V ( 0 ) と、 相当歪みに して 1 0 %の予変形を加えた時の残留オーステナイ 卜の体積分率 V
( 1 0 ) との比、 V ( 1 0 ) / V ( 0 ) が 0. 3以上を満足し、 力、 つ歪み 5〜 1 0 %の加工硬化指数が 0. 1 3 0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良加工性高強度鋼板。
4. C l a i m 1 〜 3の何れかにおいて、 前記残留オーステナ ィ 卜の平均結晶粒径が 5 // m以下であり、 かつ前記残留オーステナ ィ 卜の平均結晶粒径と、 主相であるフェライ ト も しく はべイナイ ト の平均結晶粒径の比が、 0. 6以下で、 主相の平均粒径が 1 0 / m 以下、 好ま しく は 6 m以下であること。
5. C 1 a i m 1 ~ 4の何れかにおいて、 フ ヱライ 卜の占積率 が 4 0 %以上であること。
6. C l a i m 1 〜 5の何れかにおいて、 引張強さ X全伸びの 値が 2 0， 0 0 0以上であること。
7. C 1 a i m 1 〜 6の何れかにおける鋼板が、 重量％で、 C : 0. 0 3 %以上 0. 3 %以下、 S i と A 1 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 M n， N i , C r， C u， M o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 F eを主成分とすること。
8. C l a i m 1〜 7の何れかにおける鋼板が、 更に必要に応 じて、 重量％で、 N b， T i , V, Pまたは Bの 1種または 2種以 上を、 N b， T i， 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 . 0 1 %以下を含有すること。
9. C l a i m 1 〜 8の何れかにおける鋼板が、 更に必要に応 じて、 重量％で、 C a ： 0. 0 0 0 5 %以上 0. 0 1 %以下、 R E M ： 0. 0 0 5以上 0. 0 5 %以下を含有すること。
1 0. 重量％で、 C : 0. 0 3 %以上 0. 3 %以下、 S i と A 1 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 M n , N i , C r , C u , M o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 N b， T i， V, P、 B、 C、 R E Mの 1種または 2種以上を、 N b， T i， 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. 0 1 %以下、 C aにおい ては 0. 0 0 0 5 %以上 0. 0 1 %以下、 R E M : 0. 0 0 5以上 0. 0 5 %以下を含有し、 残部が F eを主成分とする連続铸造スラ ブを、 铸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、 A r 3 — 5 0 °C〜A r 3 + 1 2 0 °C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 °CZ秒以上で冷却後、 5 0 0 °C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 口組織がフ エライ トおよび/または ペイナイ トを含み、 このいずれかを主相と し、 体積分率で 3 〜 5 0 %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 X 1 0 — 4〜 5 X 1 0 "3 ( 1 / s ) の歪み速度範囲で変形した時の準静的変形強度 σ s と、 前記予変形を加えた後、 5 X 1 0 2 〜 5 X 1 0 3 ( 1 / s ) の歪み速度で変形した時の動的変形強度 との差 ： σ (3 _ σ sが 6 O M P a以上であり、 かつ、 5 X 1 0 2 〜 5 X 1 0 3 ( 1 / s ) の歪み速度範囲で変形した時の 3〜 1 0 %の相当歪み範囲における 変形応力の平均値 σ d y n (MPa ) と 5 x 1 0一4〜 5 x 1 0 — 3 ( 1 / s ) の歪み速度範囲で変形した時の 3〜 1 0 %の相当歪み範囲に おける変形応力の平均値 σ s t (MPa ) の差が 5 x 1 0 — 4〜 5 x 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 T S (MPa ) によって表現される式 （ CT d y n— CT S t ) ≥ - 0. 2 7 2 X T S + 3 0 0 を満足し、 かつ歪み 5〜 1 0 % の加工硬化指数が 0. 1 3 0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良加工性高強度熱延鋼板。
1 1 . C l a i m 1 0 において、 前記熱延の仕上げ温度が A r 3 一 5 0 °C〜 A r 3 + 1 2 0 °C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 °CZ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 （ C T) との関係が （ 3 ) 式を満たすような条件で巻き取るこ と。
9 ≤ 1 o g A≤ 1 8 ( 1 ) 厶 T 2 l X l o g A— 1 7 8 ( 2 )
6 X 1 o g A + 3 1 2 ≤ C T≤ 6 x l o g A + 3 9 2
( 3 )
1 2. 重量％で、 0 : 0. 0 3 %以上 0. 3 %以下、 S i と A l 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 M n， N i , C r， C u , M o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 N b， T i， V, P、 B、 C、 R E Mの 1種または 2種以上を、 N b , T i， 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. 0 1 %以下、 C aにおい ては 0. 0 0 0 5 %以上 0. 0 1 %以下、 R E M : 0. 0 0 5以上 0. 0 5 %以下を含有し、 残部が F eを主成分とする連続铸造スラ ブを、 铸造ままで熟延工程へ直送し、 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 X (A c —A c , ) + A c , °C以上 A c + 5 0 °C以下の温度で 1 0秒 〜 3分焼鈍した後に、 1 ~ 1 0 °C /秒の一次冷却速度で 5 5 0〜 7 2 0での範囲の一次冷却停止温度まで冷却し、 引き続いて 1 0〜 2 0 0 °C/秒の二次冷却速度で 2 0 0〜 4 5 0 °Cの二次冷却停止温度 まで冷却した後、 2 0 0〜 5 0 0 °Cの温度範囲で 1 5秒〜 2 0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 口組織が フ ェラ イ 卜および/またはべィナイ トを含み、 このいずれかを主相 と し、 体積分率で 3〜 5 0 %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 X 1 0 — 4〜 5 X 1 0 — 3 ( 1 / s ) の歪み速度範囲で変形 した時の準静的変形強度ひ s と、 前記予変形を加えた後、 5 X 1 0 2 - 5 X 1 0 3 ( 1 / s ) の歪み速度で変形した時の動的変形強度 σ (ί との差 ： σ (3— CT S力く 6 O M P a以上であり、 かつ、 5 X 1 0 2 〜 5 X 1 0 3 ( 1 / s ) の歪み速度範囲で変形した時の 3〜 1 0 %の相当歪み範囲における変形応力の平均値 σ d y n (MPa ) と 5 x 1 0 — 4〜 5 x 1 0 — 3 ( 1 / s ) の歪み速度範囲で変形した時の 3 ~ 1 0 %の相当歪み範囲における変形応力の平均値 σ s t (MPa ) の差が 5 X 1 0 — 4〜 5 X 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 T S (MPa ) によって表現 される式 （ び d y n— CT S t ) ≥ - 0. 2 7 2 x T S + 3 0 0 を満 足し、 かつ歪み 5〜 1 0 %の加工硬化指数が 0. 1 3 0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良加工性高強度冷 延鋼板。
1 3. C l a i m 1 2 において、 前記連続焼鈍工程で焼鈍して 最終的な製品とするに際し、 0. I X ( A c - A c . ) + A c ！ °C以上 A c + 5 0 °C以下の温度で 1 0秒〜 3分焼鈍した後に、 1 〜 1 0 °Cノ秒の一次冷却速度で 5 5 0〜 7 2 0 °Cの範囲の二次冷却 開始温度 T qまで冷却し、 引き続いて 1 0〜 2 0 0 °C /秒の二次冷 却速度で成分と焼鈍温度 T oで決まる温度 T e m以上、 5 0 0 °C以 下の二次冷却数量温度 T eまで冷却した後、 T e — 5 0 °C以上 5 0 0 °C以下の温度 T 0 aで 1 5秒〜 2 0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 口組織がフ ェライ 卜および/また はべイナィ トを含み、 このいずれかを主相と し、 体積分率で 3〜 5 0 %の残留オーステナィ トを含む第 3相との複合組織であり、 相当 歪みで 0 %超 1 0 %以下の予変形を与えた後、 5 X 1 0 4〜 5 X 1 0 3 ( 1 / s ) の歪み速度範囲で変形した時の準静的変形強度 CT S と、 前記予変形を加えた後、 5 X 1 0 2 〜 5 X 1 0 3 ( 1 / s ) の 歪み速度で変形した時の動的変形強度 との差 ： d— σ sが 6 O M P a以上であり、 かつ、 5 X 1 0 2 〜 5 X 1 0 3 ( 1 / s ) の 歪み速度範囲で変形した時の 3〜 1 0 %の相当歪み範囲における変 形応力の平均値び d y n (MPa ) と 5 X 1 0 ―4〜 5 X 1 0 — 3 ( 1 s ) の歪み速度範囲で変形した時の 3〜 1 0 %の相当歪み範囲にお ける変形応力の平均値 σ s t (MPa ) の差が 5 x 1 0 — 4〜 5 x 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 T S (MPa ) によって表現される式 （ CT d y n— s t ) ≥ - 0. 2 7 2 X T S + 3 0 0 を満足し、 かつ歪み 5〜 1 0 %の 加工硬化指数が 0. 1 3 0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良加工性高強度冷延鋼板。
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