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WO1998023785A1 - High-strength steel plate having high dynamic deformation resistance and method of manufacturing the same - Google Patents

High-strength steel plate having high dynamic deformation resistance and method of manufacturing the same Download PDF

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WO1998023785A1
WO1998023785A1 PCT/JP1997/004359 JP9704359W WO9823785A1 WO 1998023785 A1 WO1998023785 A1 WO 1998023785A1 JP 9704359 W JP9704359 W JP 9704359W WO 9823785 A1 WO9823785 A1 WO 9823785A1
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WO
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less
deformation
strain
temperature
steel sheet
Prior art date
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Application number
PCT/JP1997/004359
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English (en)
French (fr)
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Osamu Kawano
Yuzo Takahashi
Junichi Wakita
Hidesato Mabuchi
Manabu Takahashi
Akihiro Uenishi
Riki Okamoto
Yukihisa Kuriyama
Yasuharu Sakuma
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nippon Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel Corp
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Publication date
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    • C21D8/0273—Final recrystallisation annealing

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength hot-rolled steel sheet having a high dynamic deformation resistance, which is used for automobile members and the like and can contribute to ensuring occupant safety by efficiently absorbing impact energy at the time of a collision.
  • the present invention relates to a high-strength cold-rolled steel sheet and a method for producing the same.
  • the present inventors reported in C AMP—ISIJ Vol. 9 (1996) pp. 11 12 to 11 15 that the high-speed deformation characteristics and impact energy absorption capacity of a high-strength thin steel plate were reported. and, in which, 1 0 3 (1 / s) about dynamic strength at high strain rate region of, 1 0 (1 / s) low The fact that the strength increases significantly compared to the static strength at the strain rate, and that the strain rate dependence of the deformation resistance changes due to the strengthening mechanism of the material.
  • TRIP Transformation Induced Plasticity
  • DP Light Z martensite two-phase
  • Japanese Patent Application Laid-Open No. 7-183732 discloses a high-strength steel sheet excellent in impact resistance including residual austenite and a method for manufacturing the same. It discloses that the solution can be solved only by the accompanying increase in yield stress, but it is clear how to control the properties of residual austenite other than the amount of residual austenite in order to improve the shock absorption capacity. It has not been.
  • the present invention provides 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. The purpose is to do that.
  • a high impact energy absorption capacity according to the present invention is shown.
  • the microstructure of the finally obtained steel sheet contains finalite and / or veneite, and one of these microstructures is used as the main phase, and the residual austenite of 3 to 50% by volume fraction is used.
  • a composite structure of a third phase comprising bets, or one after giving 0% and 1 0% or less pre-deformation in equivalent strain, 5 X 1 0 2 ⁇ 5 X 1 0 3 of (1 / s)
  • the average value of the deformation stress ⁇ dyn (MPa) in the equivalent strain range of 3 to 10% when deformed in the strain rate range is 5 xl 0 " 4 to 5 X 1 before applying the pre-deformation — 3 (1 / s) satisfying the formula CT dyn ⁇ 0.766 x TS + 250 expressed by the maximum stress TS (MPa) in the static tensile test measured in the strain rate range of It is a high-strength steel sheet with high dynamic deformation resistance that satisfies a work hardening index
  • a high-strength steel sheet having a high dynamic deformation resistance in which the value of the work hardening index at the yield strength X strain of 1 to 5% satisfies 40 or more in the above (1).
  • the microstructure of the finally obtained steel sheet contains ferrite, Z or bainite, and any of these is the main phase, and the volume fraction is 3 to 50%.
  • residual austenite Ri composite structure der the third phase containing Bok, and after giving 0% and 1 0% or less pre-deformation in equivalent strain, 5 X 1 0 2 ⁇ 5 X 1 0 3 (1 /
  • the difference is 30% or more of the residual austenite volume fraction before giving the pre-deformation, the work hardening index of strain 1 to 5% is 0.080 or more, and the average crystal of the residual austenite
  • the particle size is 5 zm or less, and the ratio between the average crystal particle size of the residual austenite and the average crystal particle size of ferrite or bainite as the main phase is 0.6 or less.
  • the average particle size of the main phase is 10 m or less, preferably 6 m or less, the volume fraction of martensite is 3 to 30%, and the average crystal grain size of the martensite is 10 m. In the following, it is preferable that the particle size is not more than 5 ⁇ m and the volume fraction of the light is not less than 40%. Ratio 8 5% or less, a high-strength steel sheet having a high dynamic deformation resistance tensile strength X total elongation values 2 0, 0 0 0 or more that it is to satisfy either.
  • 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% by weight, and a total of at least one of Si and A1 or not less than 0.5%. 3.0% 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 A high-strength steel plate mainly composed of Nb, Ti, V, P, B, C a, and REM, if necessary.
  • Ti, V one or more of them are 0.3% or less in total, 0.3% or less for P, 0.01% or less for B, and Contains 0.005% or more and 0.01% or less, and REM: 0.05% or more and 0.05% or less, with the balance having high dynamic deformation resistance mainly composed of Fe. High strength steel plate.
  • the high-strength hot-rolled steel sheet having high dynamic deformation resistance As a production method, the continuous production slab having the component composition of the above (4) is directly sent to a hot rolling process as it is, or is cooled once, heated again, and then hot rolled. 3 — 50 ° C to Ar 3 + 120 ° C Finish hot rolling at a finishing temperature of 5 ° C. After cooling in the cooling process following hot rolling, the average cooling rate is 5 ° CZ seconds or more.
  • the microstructure of the hot-rolled steel sheet which is characterized in that it is wound at a temperature of 0 ° C or less, contains ferrite and / or veneite, with either one as the main phase and a volume fraction of 3 1-5 0% of the composite structure of the third phase containing residual austenite, and after giving equivalent to 0% and 1 0% or less pre-deformation at strain, 5 X 1 0 2 - 5 X 1 0 Three
  • the average value of the deformation stress ⁇ dyn (MPa) in the equivalent strain range of 3 to 10% when deformed at the strain rate range of (1 / s) is 5 XI 0 — 4 to 5 ⁇ before the pre-deformation is given.
  • the high-strength cold-rolled steel having a high dynamic deformation resistance according to the present invention.
  • a continuous production slab having the component composition of the above (4) is directly sent to a hot rolling process as it is, or is cooled once, then heated again, and then hot rolled.
  • More specific cooling conditions after annealing are as follows: 0.2 IX (A c 3 -A c,) + After annealing for 10 seconds to 3 minutes at a temperature of A c, ° C or more and A c 3 + 50 ° C or less, At the primary cooling rate of 10 ° CZ seconds, the secondary cooling start temperature Tq in the range of 550 ° C to 720 ° C is cooled to Tq, and then the secondary cooling rate of 1 (! ⁇ 200 ° CZ seconds) The temperature determined by the steel material composition and the annealing temperature T0: After cooling to the secondary cooling end temperature Te of not less than Tem-100 ° C and not more than Tem, it is not less than 50 ° C of Te-50 ° C.
  • the microstructure of the finally obtained cold-rolled steel sheet which is kept at a temperature Toa of 0 ° C or less for 15 seconds to 20 minutes and cooled to room temperature, is characterized by ferrite and Z or bainite, which is the main phase, and has a composite structure with the third phase containing 3 to 50% by volume residual austenite, and the equivalent strain exceeds 0% 1 after giving 0% following pre-deformation, the average of 5 X 1 0 2 ⁇ 5 X 1 0 3 deformation stress in the equivalent strain range of 3 to 1 0% when deformed in a strain rate range of (1 / s)
  • the value ⁇ dyn (MPa) gives the predeformation
  • CT dyn ⁇ 0 expressed by the maximum stress TS (MP a) in a static tensile test measured in the strain rate range from the previous 5 xl 0 "to 5 X 1 (J — 3 (1 / s).
  • Figure 1 is an indication 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 FIG. 7 is a diagram showing the relationship between the average value of the deformation stress ff dyn — TS and TS in the equivalent strain range of FIG.
  • Fig. 2 is a graph showing the relationship between the work hardening index at 1-5% strain and the dynamic energy absorption (J) of a steel sheet.
  • Figure 3 is a graph showing the relationship between the yield strength of steel sheets and the work hardening index at 1% to 5% strain and the 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.
  • FIG. 5 is a diagram showing the relationship between ⁇ T and metallographic parameter A in the hot rolling step in the present invention.
  • FIG. 6 is a diagram showing the relationship between the winding temperature and the metallurgical parameter A in the hot rolling step in the present invention.
  • FIG. 7 is a schematic diagram showing an annealing cycle in a continuous annealing step according to the present invention.
  • FIG. 8 is a view showing the relationship between the secondary cooling stop temperature (T e) and the subsequent holding temperature (T o a) in the continuous annealing step of the present invention.
  • Impact absorbing members such as front side members of automobiles in the event of a collision are manufactured by bending and pressing a steel plate. You. The impact of a car collision is applied after processing in this way, typically after paint baking. Therefore, it is necessary to have a steel sheet that exhibits high impact energy absorption capacity after being processed into parts and subjected to paint baking.
  • 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. This proved to be suitable for high-strength steel sheets exhibiting excellent shock absorption characteristics.
  • the optimal microstructure includes a filament and / or bainite which is easily solid-solution-enhanced by various types of substitutional elements. It has been found that when it has a composite structure with a third phase containing 3 to 50% by volume of residual austenite that transforms into hard martensite, it exhibits high dynamic deformation resistance. It has been found that even in the case of a composite structure containing martensite in the third phase of the initial microstructure, a high-strength steel sheet with high dynamic deformation resistance can be obtained if certain conditions are satisfied. Was.
  • 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 is maximum at some parts. Although it may reach 20% or more, it was also found that most of the parts had an equivalent strain of more than 0% and 10% or less. Therefore, it was found that by grasping the effect of pre-deformation in this range, it is possible to estimate the behavior of the entire member after pre-deformation. Therefore, in the present invention, a deformation of more than 0% and not more than 10% is selected as a considerable strain as a pre-deformation amount given at the time of working the member.
  • Fig. 1 shows the deformation rate in the range of 5 X 10 2 to 5 X 10 3 (1 / s), which is an index of the impact energy absorption capacity at the time of collision in the present invention.
  • Impact absorbing members such as the front side member have a hat-shaped cross-sectional shape. Although deformation is progressing to a high strain of 40% or more, it is found that 70% or more of the total absorbed energy is absorbed in a strain range of 10% or less in a high-speed stress-strain diagram. Was. Therefore, the dynamic deformation resistance at the time of high-speed deformation of 10% or less was adopted as an index of the absorption capacity of the collision energy at high speed.
  • the mean stress of from 3 to 1 0% of the high-speed deformation shed dyn are the static tensile strength of the steel material prior to pre-deformation and baked come with processing is performed ⁇ 5 X 1 0 - 4 ⁇ 5 X 1 0 - 3
  • it increases with increasing TS (MPa) ⁇ in a static tensile test measured in the strain rate range of (1 / s). Therefore, increasing the static tensile strength of steel (which is synonymous with static material strength) directly contributes to the improvement of the impact energy absorption capacity of the member.
  • the strength of the steel material increases, the formability of the member deteriorates, and it becomes difficult to obtain a required member shape.
  • a steel material with the same tensile strength (TS) and high cr dyn is desirable. From this relationship, 0% after giving ultra-1 0% or less pre-deformation, 5 X 1 0 2 - 5 X 1 0 3 (1 / s) 3 ⁇ 1 0% when deformed in a strain rate range of Of deformation stress in equivalent strain range sigma dyn (MPa) is 5 x 1 0 one 4 ⁇ 5 x 1 0 before giving pre-deformation '- 3 (1 Z s) the maximum stress TS in static tensile test as measured at a strain rate range of ( MPa), the steel material that satisfies the formula ⁇ dyn _ TS ⁇ — 0.234 x TS + 250 has a higher shock absorbing energy absorption capacity as a real member than other steel materials.
  • the present inventors increased the work hardening at the time of pre-working represented by a work hardening index of 1 to 5% of strain, thereby increasing the initial deformation at the start of the collision. It was also found that it is necessary to increase the ff dyn by increasing the work hardening during collision deformation through the presence of martenside transformed during pre-deformation, in addition to increasing the resistance.
  • the work hardening index of the steel is higher than 0.080, preferably 0.10.
  • the above-mentioned collision safety can be enhanced by setting the work hardening index of not less than 8 and the yield strength X strain of 1 to 5% to a work hardening index of 40 or more, preferably 54 or more.
  • the dynamic energy absorption which is an index of the collision safety of automotive components
  • the work hardening index and yield strength X work hardening index of the steel sheet the dynamic energy absorption increases as these values increase.
  • the work hardening index of the steel sheet at the same yield strength level, and the yield strength of the steel sheet at different yield strengths It is considered appropriate to evaluate with the X work hardening index.
  • the dynamic energy absorption is shown in Figure 4a, 4b and 4c.
  • the work hardening index of the steel sheet with a strain of 1 to 5% and the yield strength X were obtained as follows. That is, a steel sheet is processed into a JIS-5 test piece (gauge length 5 O mm, parallel part width 25 mm), and a tensile test is performed at a strain rate of 0.001 ZS, yield strength and work hardening index ( 11 values of distortion 1-5%) were obtained.
  • an appropriate amount of residual austenite is present in the steel sheet, it is transformed into a very hard martensite by being distorted during deformation (during forming).
  • the appropriate amount of residual austenite mentioned above is preferably 3% to 50%.
  • 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 the deformation work Since the amount is small, the amount of dynamic energy absorption is low, so that it is not possible to achieve an improvement in collision safety, and it is not possible to obtain a high tensile strength X total elongation due to insufficient squeezing suppressing effect.
  • the volume fraction of residual stenite exceeds 50%, continuous deformation due to slight forming distortion occurs. Chain-like process-induced martensite transformation occurs, and it is not possible to expect an increase in tensile strength X total elongation.On the contrary, the hole expansion ratio deteriorates due to remarkable hardening during punching, and further molding of components Even if this is possible, the above-mentioned residual austenite amount is determined from the viewpoint that the member after molding cannot exhibit excellent work hardening ability when subjected to collision deformation.
  • the average crystal grain size of the residual austenite should be 5 m or less, preferably 3 ⁇ m or less. Is a desirable condition. Even if the volume fraction of the residual austenite satisfies 3% to 50%, if the average crystal grain size exceeds 5 m, the residual austenite cannot be finely dispersed in the steel. This is not preferable because the action of improving the properties of the residual austenite stops locally.
  • the ratio between the average grain size of the residual austenite and the average grain size of ferrite or bainite, which is the main phase is 0.6 or less, and It has been found that when it has a microstructure such that the average grain size of the particles is 10 m or less, preferably 6 zm or less, it exhibits excellent collision safety and formability. .
  • the present inventors have found that, for the same level of tensile strength (TS: MPa), the average stress: adyn in the range of 3% to 10% with the above-mentioned equivalent strain is processed into a member.
  • the amount of solute carbon in the residual austenite contained in the previous steel sheet: expressed in [C], (wt%) and the average Mn equivalent of the steel material (Mneq): Mneq Mn + ( N i + C r + C u + M o) Z 2.
  • the carbon concentration in the residual austenite can be determined experimentally by X-ray analysis or Messbauer spectroscopy.
  • the X-ray analysis using Mo K-rays makes it possible to obtain the (200 ) Plane, (2 1 1) plane and austenite Calculated by the method shown in Journal of The Iron and Steel Institute, 206 (1968), p60, using the integrated reflection intensity of the (2 0 0), (2 2 0), and (3 1 1) planes. it can. 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 6 7 8 — 4 2 8 x [C] 1 3 3 x M n eq is 70 or more and 250 or less, and the residual austenite volume integral before pre-deformation is given Difference between the residual austenite volume fraction (V 5 ) after applying a 5% pre-deformation with equivalent strain and the equivalent strain: ⁇ (V.) _ (V 5) ⁇ before the pre-deformation It was also found that when the residual austenite volume fraction was 30% or more, a large ⁇ dyn was shown for the same static tensile strength (TS).
  • the residual austenite is adjacent to ferrite.
  • the volume is 40% or more, preferably 60% or more, and the average crystal grain size (corresponding to the average equivalent circle diameter) is 10 / zm or less. Preferably it is less than 6 zm.
  • the fluoride is the softest of the constituent structures, it is an important factor that determines the work hardening index and yield ratio of yield strength x strain of 1 to 5%. Therefore, it is preferable that the volume fraction is within the regulation value. Furthermore, since the carbon content of untransformed austenite is increased and finely dispersed by increasing the volume fraction of the ferrite and refining, the fineness of the martensite and the remaining structure generated from the untransformed austenite is reduced. It effectively acts to increase the volume fraction of residual austenite and to make it finer, and contributes to the improvement of crash resistance and formability.
  • the martensite has a volume fraction of 3% to 30% and an average crystal grain size (corresponding to an average circle equivalent diameter) of 10 zm or less, preferably 6 ⁇ m or less. I prefer that there be.
  • Martensite contributes to the reduction of the yield ratio and the improvement of the work hardening index by generating mobile dislocations mainly in the surrounding furnaceite.
  • the work hardening index ⁇ 54 and the yield ratio ⁇ 75% with more preferable characteristic levels of yield strength X strain 1-5% can be achieved.
  • the relationship between the volume fraction of the martensite and the average crystal grain size is that even if the volume fraction is small or the average crystal grain size is large, the effect is limited to local effects, Cannot be satisfied.
  • the martensite is adjacent to the ferrite.
  • 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.
  • C 0.03% or more and 0.3% or less
  • Si and A1 in a total of 0.5% or more and 3.0% or more.
  • Mn, Ni, Cr, Cu, and Mo are included in a total of 0.5% or more and 3.5% or less, and the remainder is mainly composed of Fe.
  • C is the most important element in the present invention because it is the cheapest element that contributes to stabilization of austenite, which is necessary for stabilizing and retaining austenite at room temperature.
  • the average C content of steel not only affects the residual austenite volume fraction that can be secured at room temperature, but also stabilizes the residual austenite during processing by concentrating in the untransformed austenite during the thermomechanical heat treatment. Performance can be improved. However, if the addition amount is less than 0.03%, the residual austenite volume fraction of 3% or more cannot be finally secured, 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 material is excessive, the strength of the steel material is unnecessarily increased, not only impairing the formability of press working and the like, but also increasing the static strength.
  • the upper limit of the amount of c was set to 0.3% in order to restrict the use of steel as a part due to the fact that the increase in stress would be hindered and the weldability would be degraded. .
  • Both S i, A 1 are stabilizing elements of the fly, and have the function of improving the workability of steel by increasing the ferrite volume fraction.
  • both Si and A1 suppress the generation of cementite and allow C to be effectively enriched in austenite
  • the volume fraction at an appropriate volume fraction at room temperature can be obtained.
  • the additional element having such a function of suppressing the generation 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.
  • the upper limit was set to 3.5% to reduce the workability and toughness of the steel material and further increase the cost of the steel material.
  • Nb, Ti, and V which are added as necessary, are the forces that can increase the strength of steel by forming carbides, nitrides, or carbonitrides. If it exceeds 3%, a large amount of carbides, nitrides, or carbonitrides precipitates in the ferrite or bainite grains, which are the parent phase, or at the grain boundaries, As a source of movable dislocations during high-speed deformation, 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 grain boundary strengthening
  • the addition amount exceeds 0.01%, the effect is saturated and the steel sheet strength is increased more than necessary, reducing the deformation resistance during high-speed deformation.
  • the upper limit was set to 0.01%.
  • P is effective in increasing the strength of steel and securing residual austenite.
  • the content of S contained as an unavoidable impurity is set to 0.01% or less from the viewpoint of the formability (particularly the hole expansion ratio) due to the sulfide inclusions and the prevention of deterioration of the 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 also has the same effect as Ca, the addition amount 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 Or, after cooling once and heating again, hot rolling is performed.
  • a hot rolling in addition to normal continuous forming, thin-wall continuous forming and hot rolling continuous (Endless rolling) is also possible, but considering the decrease in the volume fraction of the fly and the coarsening of the average crystal grain size of the microstructure of the thin steel sheet, the billet on the hot-rolling side of the finish is considered.
  • the thickness (initial billet thickness) is preferably 25 mm or more.
  • the finishing temperature in the above-mentioned hot rolling is determined by the chemical composition of the steel material, and is a temperature between Ar 3 — 50 ° C and Ar 3 + 120 ° C. It is preferable to do it in a range.
  • Ar 3 _50 ° C effluent is generated, deteriorating the dynamic deformation resistance CT dyn, work hardening ability by 1 to 5%, and formability.
  • Ar 3 + 120 ° C the steel sheet microstructure becomes coarse, etc., which degrades the dynamic deformation resistance CT dyn, the work hardening ability of 1 to 5%, and is also preferable from the viewpoint of scale flaws. Absent .
  • the steel sheet hot-rolled as described above enters a winding step, but is cooled on a runtable before that.
  • the average cooling rate at this time is 5 ° CZ sec or more.
  • the cooling rate is determined from the viewpoint of securing the austenite space factor.
  • This cooling method may be performed at a fixed cooling rate, or may be a combination of a plurality of types of cooling rates including a low cooling rate area in the middle.
  • the hot-rolled steel sheet enters a winding step, and is preferably wound at a winding temperature of 500 ° C or less. If the winding temperature exceeds 500 ° C, the residual austenite space factor will decrease. If you want to obtain a martensite, set the winding temperature to 350 ° C or less.
  • the above-mentioned winding conditions are the conditions when the rolled steel sheet is used as it is after the winding, and when the cold-rolled steel sheet is further cold-rolled and annealed for use. Does not require the above-mentioned limiting conditions, and may be wound under normal manufacturing conditions. In particular, in the present invention, it has been found that there is a correlation between the finishing temperature in the hot rolling process, the finishing temperature, and the winding temperature.
  • the finishing temperature of hot rolling is A r 3 - In 5 0 ° C ⁇ A r 3 + 1 2 0 ° temperature range and C, main cod Jiparame over data one: A Chikaraku, (1) and (2) Hot rolling is performed to satisfy the formula.
  • the meta-parameter: A can be represented as follows.
  • ⁇ * (V / V R X h.) x ( ⁇ ⁇ ⁇ ⁇ ) ⁇ 1 ⁇ ⁇ 1 / (1-r
  • Thickness on the last pass entrance side h Thickness on the last pass exit side r: (h I-h 2 ) / h IR: Lorenole diameter
  • a r 3 90 1-32 C% + 33 S i%-92 M n. q Thereafter, the average cooling rate in the run table is set to 5 ° CZ seconds or more, and furthermore, the relationship between the above-mentioned metal parameter: A and the winding temperature (CT) satisfies the expression (3). It is preferable to wind up under conditions. 9 ⁇ 1 og A ⁇ 1 8 (1)
  • the lower limit of ⁇ is relaxed by a decrease of 10 gA.
  • the winding temperature does not satisfy the relationship of the equation (3), the amount of the residual a becomes adversely affected, and even when the residual 7 is obtained, the residual a becomes excessively stable, and is being deformed.
  • the transformation of the residual metal proceeds, the transformation does not sufficiently occur in the low strain region, and the dynamic deformation resistance and dyn, and the work hardening ability of 1 to 5% are deteriorated.
  • the limit of the winding temperature is relaxed by increasing 1 ogA.
  • C T ⁇ 350 ° C may be set. However, it is preferable to set C T ⁇ 250 ° C from the viewpoint of suppressing excessive martensite formation.
  • 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. 7 is optimal. When the final product is annealed, 0.1 IX (A c-A c, + A c!
  • annealing temperature To is determined by the chemical composition of the steel material. IX (Ac-Ac,) + Ac ⁇ ° expressed by the temperatures A c and A c 3 (for example, “Steel materials science”: WC Leslie, Maruzen.
  • the temperature is less than C, the amount of austenite obtained at the annealing temperature is small, so that it is not possible to stably leave residual austenite in the final steel sheet. 0.
  • the annealing temperature is A c + 50 ° C under can not any improve the properties of the steel sheet exceeds, moreover to the upper limit of the annealing temperature in order to cause the co-be sampled rose A c 3 + 5 0 ° C .
  • Annealing time at this temperature the steel sheet A minimum of 10 seconds or more is required to make the temperature uniform and secure the amount of austenite. However, if the time exceeds 3 minutes, the effect becomes saturated and causes an increase in cost.
  • the primary cooling is necessary in order to promote transformation from austenite to filler and to enrich C in untransformed austenite to stabilize austenite. If the cooling rate is less than 1 ° CZ seconds, the lower limit is 1 ° CZ seconds from the viewpoint that a long production line is required and productivity is deteriorated. On the other hand, if the cooling rate exceeds 10 ° CZ seconds, ferrite transformation does not occur sufficiently, making it difficult to secure the residual austenite in the final steel sheet.Therefore, the upper limit was set to 10 ° C / second. .
  • the primary cooling power is reduced to less than 550 ° C, pearlite is generated during cooling, and C, which is an austenite stabilizing element, is wasted, and eventually a sufficient amount of residual austenite is produced. No longer available. Also, the cooling is 7 If the transformation is carried out only up to over 20 ° C, the progress of 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 150 ° C, almost all of the austenite remaining before cooling is transformed into martensite and finally retained austenite can be secured. Disappears.
  • the cooling stop temperature exceeds 450 ° C., the finally obtained dynamic deformation resistance ⁇ dyn decreases.
  • the secondary cooling stop temperature is lower than the temperature maintained for the payite transformation process, heating is performed to the maintained temperature. If the heating rate at this time is in the range of 5 ° CZ seconds to 50 ° C / second, the final properties of the steel sheet will not be degraded.
  • the secondary cooling stop temperature is higher than the payinite processing temperature, even if the cooling is forcibly performed at a cooling rate of 5 VZ seconds to 200 ° C./second to the payinite processing temperature, Even if the steel sheet is transported directly to the heating zone where the target temperature is set in advance, the final properties of the steel sheet will not be degraded. On the other hand, a sufficient amount of residual austenite cannot be secured when the steel sheet is kept below 150 ° C or when it is kept above 500 ° C. The range was 150 ° C to 500 ° C.
  • the holding temperature at 150 ° C to 500 ° C is less than 15 seconds, the progress of bainite transformation is not enough, so that it is not possible to finally obtain the required amount of residual austenite. If it exceeds 20 minutes, precipitation of iron carbide and pearlite transformation occur after bainite transformation, which is indispensable for the formation of residual austenite.
  • the holding time was set in the range of 15 seconds to 20 minutes.
  • the holding at 150 ° C. to 500 ° C. to promote the bainite transformation may be carried out at an isothermal temperature or by giving a conscious temperature change within this temperature range.
  • the preferred cooling conditions after annealing in the present invention are 0.1 X (A c-A c) + A c, ° C or more.
  • start secondary cooling in the range of 550 to 720 ° C at a primary cooling rate of 1 to 10 ° CZ seconds Cooling down to temperature T q, then at a secondary cooling rate of 10 to 200 ° C / sec., Determined by steel composition and annealing temperature T0: Tem—100 ° C or more, Tem
  • T e Tem
  • T 1 is a temperature calculated by the concentration of solid solution elements other than C
  • T 2 is T c determined by A c, A c 3 determined by the composition of the steel sheet, and the annealing temperature T o. Is the temperature calculated from the C concentration in the residual austenite at the same time.
  • 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
  • T 2 4 7 4 x (Ac 3 — A c,) x C / (T o-A c,),
  • ⁇ 2 4 7 4 x (A c-A c,) x C / (3 x (A c 3 -A c,) x C + C (M n + S i / 4 + N i / 7 + C r + C u + l. 5 Mo) / 2-0.85)] x (T o — A c,).
  • the microstructure of the steel sheet contains ferrite and / or veneite, and either of them is the main phase and the volume is This is a composite structure with the third phase containing 3 to 50% residual austenite in fraction, and after giving a pre-deformation of more than 0% and less than 10% with equivalent strain, 5 X 10 2 to 5 X 1 0 3 (l Z s ) 5 x 1 0 before the average value sigma dyn of the deformation stress in the equivalent strain range of 3 to 1 0% when deformed at a strain observed speed range (MPa) gives pre-deformation of The expression ⁇ dy ⁇ ⁇ 0.766 XTS expressed by the maximum stress TS (MPa) in a static tensile test measured in the strain rate range of ⁇ 5 X 10 — 3 (1 / s) Accordingly, it is possible to obtain a high-strength steel sheet having a high dynamic deformation resistance satisfying +250 and a work hard
  • the steel values satisfying the composition conditions and the production conditions according to the present invention have an M value of 70 or more determined by the solid solution [C] in the residual austenite and the average M neq of the steel material.
  • the initial residual contains 3% to 50% by volume of stenite and (initial residual austenite volume fraction – 5% residual austenite volume fraction after pre-deformation) / initial residual austenite It has a moderate stability of volume fraction ⁇ 0.3, and all have dyn ⁇ 0.766 XTS + 250, a work hardening index of 1 to 5% ⁇ 0.080, It is evident that the steel exhibits excellent collision safety with a work hardening index of 1 to 5% and a yield strength of ⁇ 40, and also has both formability and spot weldability.
  • B bainite
  • P perlite
  • Example 2>'Hot rolling was completed on 25 types of steel materials shown in Table 5 with an Ar of 3 or more, rolled up after cooling, pickled, and cold rolled. After that, the temperatures of Ac1 and Ac3 were determined from the components of each steel, and heating, cooling, and holding were performed under the annealing conditions shown in Table 6, and then cooled to room temperature. As shown in Tables 7 and 8, each steel sheet that satisfies the manufacturing conditions and component conditions according to the present invention has an M value of 70 or more determined by the solid solution [C] in the residual austenite and the average Mneq of the steel material. Under 50 or less, dyn ⁇ 0.076 x TS + 250, and a work hardening index value of 1 to 5% strain is 40 or more. It is.
  • the mouth tissue was evaluated by the following method. ⁇ The identification of the bright, bainite, martensite and residual structures, observation of their locations, and measurement of the average crystal grain size (average equivalent circle diameter) and space factor are carried out using the Nital reagent and JP 59 — Corrosion of the cross-section in the rolling direction of the steel sheet by the reagent disclosed in 219473.
  • the average equivalent circle diameter of the retained austenite was determined from the photomicrograph at a magnification of 1000 times, where the cross section in the rolling direction was corroded by the reagent disclosed in Japanese Patent Application No. 3-351209. The location was also observed using the same photograph.
  • the residual austenite volume fraction (Va: unit is%) was calculated by X-ray analysis using Mo-K rays according to the following equation.
  • V r (2/3) (100 / (0.7 X a (211) / r (220) +
  • the residual 7 C concentration (C a: unit is%) is calculated from the reflection angle of the (200), (220), and (311) planes of austenite by X-ray diffraction using Cu— ⁇ -line.
  • the unit is calculated as follows: 7 ⁇
  • the characteristic evaluation was performed by the following method.
  • Stretch flangeability is achieved by expanding a 20nra punched hole from a non-burr surface with a 30 ° conical punch, and drilling the hole diameter (d) and initial hole diameter (d., D) when the crack penetrates the plate thickness. 20 omission) and the hole expansion ratio (d / d.).
  • Spot weldability is a so-called peeling fracture when a spot welding 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 chilling current is broken with a steel beam.
  • a spot welding 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 chilling current is broken with a steel beam.
  • 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 applications and conditions for using 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。
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 03 ( 1 Z 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 02 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 AMP— 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 03 ( 1 / s ) 程度の高歪み速度領域での動的強度は、 1 0 ( 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 Z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 擊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つ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 ンバ一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 ニライ 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 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 ) が予変形 を与える前の 5 x l 0 "4~ 5 X 1 り —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 CT d y n ≥ 0. 7 6 6 x T S + 2 5 0 を満足し、 か つ歪み 1 〜 5 %の加工硬化指数が 0. 0 8 0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 X歪み 1 〜 5 %の加工硬 化指数の値が 4 0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。
( 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 Z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 卜を含む第 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 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 ) が 予変形を与える前の 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≥ 0. 7 6 6 X T S + 2 5 0 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 M n等量 {M n eq = M n + (N i + C r + C u + M o ) / 2 } によ つて決まる値 （M) 力く、 M= 6 7 8 — 4 2 8 x 〔 C〕 - 3 3 M n e q が 7 0以上 2 5 0以下であり、 更に予変形を与える前の残留.ォ一 ステナイ 卜体積分率と相当歪みで 5 %の予変形を与えた後の残留ォ 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 3 0 %以上であるこ と、 歪み 1 〜 5 %の加工硬化指数 が 0. 0 8 0以上であること、 前記残留オーステナイ 卜の平均結晶 粒径が 5 z m以下であること、 前記残留オーステナイ 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、 マルテ ンサイ 卜の体積分率が 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 〃 m以下であるこ と、 フ ヱライ 卜の体積分率が 4 0 %以上である こ と、 降伏比が 8 5 %以下、 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。
( 4 ) また、 本発明の高強度鋼板は、 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力、、 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。
( 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 ェライ 卜および/またはべ ィナイ トを含み、 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 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 ) が予変形を与える前 の 5 X I 0 —4〜 5 Χ ΐ 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≥ 0. 7 6 6 x T S + 2 5 0を満足し、 かつ歪み 1〜 5 %の加工硬化指数が 0. 0 8 0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。
( 6 ) 前記 （ 5 ) 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 ジーノ、。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 )
C T≤ 6 x l o g A + 3 1 2 ( 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、 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 . 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 Z秒の一次冷却速度で 5 5 0 〜 7 0 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 1 5 0 〜 4 5 0 °Cの二次冷却停止 温度まで冷却した後、 1 5 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、 更に具体的な焼鈍後の冷却条件 力く、 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 °CZ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 (！ 〜 2 0 0 °CZ秒の二次冷却速度で、 鋼材成分と焼 鈍温度 T 0で決まる温度 ： T e m - 1 0 0 °C以上、 T e m以下の二 次冷却終了温度 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 Z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、 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 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 ) が予変形を与える前の 5 x l 0 "〜 5 X 1 (J —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 (MP a ) によって表現される式 CT d y n ≥ 0 . 7 6 6 x T S + 2 5 0 を 満足し、 かつ歪み 1 〜 5 %の加工硬化指数が 0 . 0 8 0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 図面の簡単な説明
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 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 ff d y n — T S と T S との関係を示す図。
図 2 は、 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 は、 鋼板の降伏強さ X歪み 1〜 5 %の加工硬化指数と動的ェ 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、 本発明における熱延工程における Δ Tとメ タラ ジーパラ メ一ター Aとの関係を示す図。
図 6 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 ジーパラメ ータ— Aとの関係を示す図。
図 7 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 8 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、 鋼板に曲げ加工ゃ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。
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 ヱライ 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、 変形中に硬質のマルテンサイ トに変態する残留ォ 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 とを見いだし、 また、 初期ミ ク 口組織の第 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。
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 1 0 %以下の変形を選 択した。
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 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 と静的な素材強度 （T S ) (これは、 5 X 1 0 — 4〜 5 X 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 ) をいう。 ） との関係を示したものである。
フロ ン トサイ ドメ ンバ一等の衝撃吸収用部材は、 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 %の平均応力ひ d y n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 ―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)} 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ェネル 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 cr d y nを 持つ鋼材が望ま しい。 この関係から、 0 %超 · 1 0 %以下の予変形 を与えた後、 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 ) が予変形を与える前の 5 x 1 0一4〜 5 x 1 0 '— 3 ( 1 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 σ d y n _ T S ≥ — 0 . 2 3 4 x T S + 2 5 0 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 o なお上記関係式 σ d y n — T S ≥ — 0 . 2 3 4 x T S + 2 5 0 は σ d y n ≥ 0 . 7 6 6 x T S + 2 5 0 と等価であるので、 以降び d y n ≥ 0 . 7 6 6 X T S + 2 5 0 の式を用いて説明する。
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 ドの存在を通じて衝突変形中の加工硬化を 高め、 ff d y n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 口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 . 0 8 0上、 好ま しく は 0 . 1 0 8以上とするこ と、 また、 降伏強さ X歪み 1〜 5 %の加工硬 化指数が 4 0以上、 好ま しく は 5 4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 X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 X加工硬化 指数で評価することが妥当であると考える。
動的エネルギー吸収量は、 図 4 a、 図 4 bおよび図 4 c 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 4 bに'示す ように鋼板を試験片形状 （コーナー R == 5 mm) 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 ピツチでスポッ 卜溶接 3 をし、 図 4 a 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 （ハツ ト型モデル） と し、 さ らに 1 7 0 °C X 2 0 分の焼き付け塗装を行った後、 図 4 c に示すよう に約 1 5 0 K gの落錘 4 を約 1 0 mの高さから落下させ、 シ ョ ッ ク · ァブゾ ーバ一 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〜 1 5 0 mmの変形仕事を算出し て、 動的エネルギー吸収量と した。
鋼板の歪み 1 〜 5 %の加工硬化指数、 降伏強さ X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 J I S — 5号試験片 （標点距離 5 O mm, 平行部幅 2 5 mm) に加工し、 歪 速度 0. 0 0 1 Z Sで引張試験し、 降伏強さ と加工硬化指数 （歪み 1 〜 5 %の 11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。
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、 残留ォ一 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 卜量が決定される も のである。
また、 前述の残留オーステナイ 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 トの平均結晶粒径が 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ィ 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 z 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った。
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 ： a d y n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 ) : M n eq = M n + (N i + C r + C u +M o ) Z 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 ィ 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、 M oの Kひ線を用いた X線解析により フ ヱライ 卜の （ 2 0 0 ) 面、 （ 2 1 1 ) 面およびオーステナイ 卜の ( 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, 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 M n eq を用いて計算される値 ： Mが、 M= 6 7 8 — 4 2 8 x 〔 C〕 一 3 3 x M n eq が 7 0以上 2 5 0以下で、 かつ予変形を与える前の残留 オーステナイ 卜体積分率 （V。 ） 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 （V 5 ) の差 ： { (V。 ） _ ( V 5 ) } が予変形を与える前の残留オーステナイ ト体積分率の 3 0 %以上である場合に、 同一の静的引張強度 （T S ) に対して大きな σ d y nを示すこ とが同時に見いだされた。 この場合において、 M > 2 5 0 では実質的に変形中の残留オーステナイ 卜の変態による強 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 卜が浪費され、 高速変形 時の d y nの上昇に寄与しなく なるこ とから、 Mの上限を 2 5 0 と した。 また、 Mが 7 0 未満の場合には、 変形途中での残留オース テナイ 卜の変態は進行する 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 %〜 1 0 %の範囲での平均 応力び d y nが低いままに保たれ、 静的な引張強度 T Sに対してび d y n ≥ 0. 7 6 6 x T S + 2 5 0 の関係を満足しなく なるので M の下限を 7 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、 軟質なフヱラ 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 ァ （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 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 ェライ 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、 かつその平均結晶粒径 （平均円相当径に相当） が 1 0 /z m以下、 好ま し く は 6 z m以下であることが好ま 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、 降伏強さ X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 卜の体積分率増と細粒化により、 未 変態オーステナィ 卜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 卜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 卜の体積分率増 · 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。
次に、 マルテンサイ トは、 その体積分率が 3 %〜 3 0 %で、 しか もその平均結晶粒径 （平均円相当径に相当） が 1 0 z m以下、 好ま し く は 6 〃 m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 ニライ 卜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 X歪み 1 〜 5 %の加工硬化指数≥ 5 4 、 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 ィ 卜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 卜の存在位置に関しては、 マルテ ンサイ トがフ ヱライ 卜に隣接して いない場合、 マルテ ンサイ 卜の可動転位等の影響はフ ェライ 卜に及 び難いため、 その効果が薄れる。 従って、 マルテンサイ 卜はフ ェラ ィ トに隣接するこ とが好ま しい。
上述した ミ ク 口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 Mn， 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、 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。 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、 オーステナィ 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 卜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ィ 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 卜体積分率を 3 %以上確保する 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 卜体積分率は増 加し、 残留オーステナイ 卜体積分率を確保しつつ残留オーステナイ 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 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、 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ォ.一ステナイ 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、 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 、 オーステナィ 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 卜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 ェ 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。 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 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 ト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 トやべイナィ 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 <、 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場合には鋼材コス 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 卜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 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 ラ イ ト体積分率の 低下、 薄鋼板ミ ク 口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 m以上、 好ま し く は 6 0 0 m 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、 動的変形抵抗 CT d y n、 1 〜 5 % 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動的変形抵抗 CT d y n、 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 ンァゥ トテ一ブル上で冷却される。 この際の平均冷却速 度は 5 °C Z 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。
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とが好ま しい。 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 卜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 3 5 0 °C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。 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 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 ータ一 ： 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。
Α = ε * X e X 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 。 q/ 6 (%)
M n 。 q : マ ンガン当量 = M n + ( N i + C r + C u + M o )
/ 2 ( % )
ε * ： 最終パス歪み速度 （ s — ')
ε * = ( V / V R X h . ) x ( Ι Ζ Λ Τ) Χ 1 η { 1 / ( 1 - r
)
h , ： 最終パス入側板厚 h ： 最終パス出側板厚 r ： ( h I - h 2 ) / h I R ： ロ ーノレ径
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） 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 。 q その後、 ラ ンァゥ 卜テ一ブルにおける平均冷却速度を 5 °C Z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 o g A≤ 1 8 ( 1 )
A T≥ 2 l x l o g A— 1 7 8 ( 2 )
C T≤ 6 x l o g A + 3 1 2 ( 3 )
前記 （ 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、 動的変形抵抗 σ d y n、 1 〜 5 %の加工硬化能等を劣化させる。 また、 1 0 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。 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 yが過度に安定とな り、 変形途中での残留 ァの変態は進行する ものの、 変態の進行が低 歪み領域では十分に起こ らず、 動的変形抵抗ひ d y n、 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 Δ Τの 下限は 1 0 g A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 Δ Τの上限を 3 0 0 °C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 ァ量確保に悪影響が出た り、 残留 7が得られた場合にも残留 ァが過度に安定となり、 変形途 中での残留ァの変態は進行する ものの、 変態の進行が低歪み領域で は十分に起こ らず、 動的変形抵抗び d y n、 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 1 o g Aの増大によ り緩和される。
なお、 初期マルテンサイ 卜占積率≥ 3 %の場合には C T≤ 3 5 0 °Cと してもよい。 但し、 過度のマルテンサイ 卜生成を抑える意味か ら C T≥ 2 5 0 °C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 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 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. I X ( A c - A c , + A c ！ °C以上 A c 3 + 5 0 °C以下の温度 T o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 の一次冷却停止温度 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二次冷却停止温度 T e まで冷却した後、 T o a で 1 5秒〜 2 0分保持し、 室温まで冷却する。 前記焼鈍温度 T o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 + 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 °C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 卜量の確保の 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 ト上昇の原因となる。
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 卜中に Cを濃化させてオーステナイ 卜の安定 化を図るために必要である。 この冷却速度が 1 °C Z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 °CZ秒が下限となる。 一方、 冷却速度が 1 0 °CZ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 力く 5 5 0 °C未満まで行なわれると、 冷却中にパーライ 卜が生成し、 オーステナイ 卜安定化元素である 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った場合にはフ 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 1 5 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動 的変形抵抗 σ d y nが低下する。
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、 その一部をべイナィ 卜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 Z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 V Z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 1 5 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 1 5 0 °C〜 5 0 0 °Cと した。 この時、 1 5 0 °C〜 5 0 0 °Cの保持が 1 5秒未満ではべィナイ 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 2 0 分超ではべイナィ 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 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 1 5 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 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 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 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 °C Z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、 鋼材成分と焼鈍温度 T 0で決まる温度 ： T e m— 1 0 0 °C以上、 T e m以下の二次冷却終 了温度 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 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 T 0 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 T 0 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で残留しているォ一ステ ナイ 卜のマルテンサイ 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 0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、 T 1 は、 τ 1 = 5 6 1 - 3 3 x {M n % + (N i + C r + C u +Μ ο·) また、 T 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 %) 1 /2 - 1 5. 2 X N i % + 4
4. 7 X S i %+ l 0 4 x V % + 3 1 . 5 x M o % - 3 0 x M n % - 1 l x C r % - 2 0 x C u % + 7 0 x P % + 4 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 c；, - A c ι ) x C / (T o— A c , ) + (M n +
S i Z 4 + N i / 7 + C r + C u + l . 5 M o ) / 6 が、
0. 6超の場合には、 T 2 = 4 7 4 x (Ac3— A c , ) x C/ ( T o - A c , ) 、
0. 6以下の場合には、
Τ 2 = 4 7 4 x ( A c - A c , ) x C / { 3 x ( A c3 - A c , ) x C + 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 , ) 、 により 表現される。
すなわち、 T e力く (T e rn- 1 0 0 ) °C未満の場合には、 オース テナイ 卜の殆ど全てがマルテンサイ 卜に変態する 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、 丁 6が丁 6 mを超えると得られる鋼板が軟質となり、 静的な強度 （T S ) から 期待される動的な強度が得られなく なるために T eの上限は T e m と した。 また、 T o a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イ トが得られな く なる。 一方、 T o 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ッ キが大き く なることから、 この温度を下限と した。
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 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 2 〜 5 X 1 0 3 ( l 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 σ d y n (MPa ) が予変形を与える前の 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 ) によつて表現される式 σ d y η ≥ 0 . 7 6 6 X T S + 2 5 0 を満足し、 かつ歪み 1 〜 5 %の加工硬化 指数が 0 . 0 8 0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、 電気めつ き等を施して目的とする製品とすること も可能 である。 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 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 M n e qで決まる M値が 7 0以上 2 5 0以下である初期残留ォ —ステナイ トを体積分率で 3 %以上 5 0 %以下含有しているとと も に、 （初期残留オーステナイ ト体積率一 5 %予変形後残留オーステ ナイ 卜体積分率） /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、 何れもひ d y n ≥ 0 . 7 6 6 X T S + 2 5 0 、 1 〜 5 %の加工硬化指数≥ 0 . 0 8 0、 1 〜 5 %の加工 硬化指数 X降伏強さ≥ 4 0 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 卜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
鋼 化 学 成 分 （重量％) 変態温度。 C
Figure imgf000030_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 imgf000031_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 imgf000032_0001
下線は本発明の範囲外であることを示す。 残部組織 ： Bはべイナイ ト、 Pはパーライ ト
表 4 鋼の機械的性質
Figure imgf000033_0001
下線は本発明の範囲外であることを示す
* 1 ： CTdyn— (0.766XTS + 250)
<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巻 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、 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 7 0以上 2 5 0以下で、 何れもび d y n≥ 0. 0 7 6 x T S + 2 5 0 、 歪み 1 〜 5 %の加工硬化指数の値が 4 0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。
表 5 鋼の化学成分
Figure imgf000035_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 imgf000036_0001
下線は本発明の範囲外であることを示す c
7 鋼のミクロ組織
Figure imgf000037_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 imgf000038_0001
下線は本発明の範囲外にあることを示す * 1 ： CTdyn — (0.766XTS + 250)
ミ ク 口組織は以下の方法で評価した。 ■ フ ヱライ ト、 べィナイ 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 つた o
残留オーステナイ 卜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 （V ァ ： 単位は％) は M o — K 線 による X線解析で次式に従い、 算出 した。
V r = ( 2 / 3 ) {100 / (0.7 X a (211)/ r (220) +
1 ) } + ( 1 / 3 ) { 100 / ( 0.78 X α (211)/
7 (311)+ 1 ) }
但し、 α (211)、 7 (220)、 (211)、 γ (311)は面強度を示す ο
残留 7の C濃度 （ C ァ ： 単位は％) は C u — Κひ線による X線解 折でオーステナイ 卜の （ 200)面、 （ 220)面、 （311)面の反射角から 格子定数 （単位はォングス ト ローム） を求め、 次式に従い、 算出 し 7 ο
C r = (格子定数— 3.572)Z0.033
特性評価は以下の方法で実施した。
引張試験は JIS 5号 （標点距離 50匪 、 平行部幅 25匪 ） を用い歪速 度 0. 0 0 1 / 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、 YSX 加工硬化指数、 降伏比 （YR=YS/TSx 100)， TSX T. El を計算した 伸びフ ラ ンジ性は 20nra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 （ d。 ， 20隱） との穴拡げ比 （ d / d。）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
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 ロ組織がフ 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、 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 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 ) が予変形 を与える前の 5 X I 0 —4〜 5 x l 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 d y n≥ 0. 7 6 6 x T S + 2 5 0を満足し、 か つ歪み 1 〜 5 %の加工硬化指数が 0. 0 8 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高強度鋼板。
2. C l a i m 1 において、 更に、 降伏強さ x歪み 1 〜 5 %の 加工硬化指数の値が 4 0以上を満足することを特徴とする高い動的 変形抵抗を有する高強度鋼板。
3. 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、 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 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 ) が予変形 を与える前の 5 x l 0 —4〜 5 x l 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 て表現される式ひ d y n≥ 0. 7 6 6 x T S + 2 5 0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 M n等量 { M n eq = M n + (N i + C r + C u +M o ) / 2 ) によって決 まる値 （M) 力く、 = 6 7 8 - 4 2 8 x 〔 C〕 - 3 3 M n eq が 7 0以上 2 5 0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 3 0 %以上であり、 かつ歪み 1 〜 5 %の加工硬化指数が 0 . 0 8 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 る高強度鋼板。
4. C l a i m 1 〜 3のいずれかにおいて、 前記残留ォ一ステ ナイ 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 ナイ 卜の平均結晶粒径と、 主相であるフ ライ ト も し く はべィナイ 卜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 l a i m 1 〜 4のいずれかにおいて、 マルテンサイ トの 体積分率が 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 / m以下であるこ と。
6. C 1 a i m 1 〜 5のいずれかにおいて、 フ ェ ライ 卜の体積 分率が 4 0 %以上であること。
7. C l a i m 1 ~ 6のいずれかにおいて、 降伏比が 8 5 %以 下、 引張強さ X全伸びの値が 2 0 , 0 0 0以上であるこ と。
8. C l a i m 1 〜 7のいず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。
9. C l a i m 8 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。
1 0. C l a i m 1 は 8 または 9 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 1 . 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 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 °C Z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 ェライ トおよび Z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 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 ( Pa ) が予変形を 与える前の 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 ≥ 0. 7 6 6 X T S + 2 5 0 を満足し、 かつ 歪み 1 〜 5 %の加工硬化指数が 0. 0 8 0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。
1 2. C 1 a i m 1 1 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 —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 °C/ 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 0 g A≤ 1 8 ( 1 )
△ T≥ 2 l x l o g A - 1 7 8 ( 2 )
C T≤ 6 x l o g A + 3 1 2 ( 3 )
1 3. 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, Ρ、 Β、 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. 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 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 1 5 0〜 4 5 0 °Cの二次冷却停止温 度まで冷却した後、 1 5 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 2 〜 5 X 1 0 3 ( l 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 σ d y n (MPa ) が予変形を与える前の 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 ≥ 0. 7 6 6 x T S + 2 5 0 を満足し、 かつ歪み 〜 5 %の加工硬化指数が 0. 0 8 0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。
1 4. C l a i m 1 3 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、 鋼材成分と焼鈍温度 T 0で決まる温度 ： T e m— 1 0 0 °C 以上、 T e m以下の二次冷却終了温度 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 口組織がフ ェライ トおよびノまたはべイナイ 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、 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 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 (MP a)が予変形を与える前の 5 X 1 0 — 4〜 5 X 1 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 (MP a ) によって表現される式 CT d y n ≥ 0 . 7 6 6 x T S + 2 5 0 を 満足し、 かつ歪み 1 〜 5 %の加工硬化指数が 0 . 0 8 0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。
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