WO1998041664A1

WO1998041664A1 - Dual-phase high-strength steel sheet having excellent dynamic deformation properties and process for preparing the same

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Publication number: WO1998041664A1
Application number: PCT/JP1998/001101
Authority: WO
Inventors: Akihiro Uenishi; Manabu Takahashi; Yukihisa Kuriyama; Yasuharu Sakuma; Osamu Kawano; Junichi Wakita; Hidesato Mabuchi
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1997-03-17
Filing date: 1998-03-16
Publication date: 1998-09-24
Anticipated expiration: 1999-09-17
Also published as: CN1251140A; KR20000076372A; EP0969112B2; CA2283924C; AU717294B2; KR100334949B1; EP0969112A4; EP2314729A1; AU6311898A; TW426742B; EP0969112A1; CA2283924A1; EP0969112B1; EP2314729B2; EP2314729B1; CN1080321C

Description

明細書動的変形特性に優れたデュアルフェーズ型高強度鋼板とその製造方法技術分野

本発明は、主として自動車の構造部材ゃ補強材に使用することを目的とした優れた耐衝突安全性を有する動的変形特性に優れたデュアルフェーズ型自動車用高強度鋼板とその製造方法に関するものである。背景技術

自動車の燃費規制を背景とした車体軽量化を目的に、高強度鋼の適用が拡大してきたが、直近では自動車事故を想定した耐衝突安全性に関する法規制が国内外で急速に拡大 · 強化されつつあり、高強度鋼への期待が益々高まっている。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と呼ばれる部材に高い衝撃吸収性能を持つ材料を適用すれば、この部材が圧潰することで衝撃エネルギ —が吸収され、乗員にかかる衝撃を緩和することができる。

しかし、従来の高強度鋼は成形性の向上を主眼として開発されたものであり、耐衝突安全性の観点では適用が疑問視されている。耐衝突安全性に優れた自動車用鋼板およびその製造方法に係わる従来技術としては、特開平 7 — 1 8 3 7 2号公報に開示されたように、耐衝突安全性の指標として鋼板の高歪速度下における降伏強さを高めることが開示されているが、部材は成形加工時および衝突変形時に歪を受けるため、耐衝撃性の指標としては降伏強さに加工硬化分を加味することが必要であり、前述のような従来技術では耐衝突安全性としては不十分である。

また、自動車衝突時に各部位が受ける歪速度は 1 0 ³ ( s 程度に達するため、材料の衝撃吸収能を考える場合、このような高歪速度域での動的変形特性の解明が必要でもある。そして、自動車の軽量化と衝突安全性向上を両立させることのできる、動的変形特性に優れた高強度鋼板が必要とされ、最近この点に関する報告がある例えば、本発明者らは、 CAMP- IS I J Vol.9(1966) ?.1112〜1115において、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 ( s — ') の高歪速度での動的強度は、 1 0 '³ ( s の低歪速度での静的強度と比較して大きく上昇すること、鋼材の強度上昇によりクラッシュ時の吸収エネルギーが向上すること、材料の歪速度依存性は鋼の組織に依存すること、 T R I P型の鋼（加工誘起変態型の鋼）およびデュアルフェーズ（以下 D P という）型の鋼は優れた成形性と高い衝撃吸収能を兼ね備えることを述べている。また、この D P型の鋼に関し、本発明者らは先に特願平 8 — 9 8 0 0 0号および特願平 8 - 1 0 9 2 2 4号を出願し、その中で自動車軽量化および衝突安全性向上の双方を達成するのに適した静的強度に対し動的強度が高い高強度鋼板とその製造方法を提案している。

上記のように、高強度鋼板について自動車衝突時の高歪速度における動的変形特性が解明されつつあるものの、衝撃エネルギー吸収のための自動車部材として、鋼板のどのような特性に注目し、どのような基準で材料選定をおこなえば良いかについては明らカ、にされていない。また、上記自動車部材は、鋼板に曲げやプレス等の成形を施して製造され、衝突時の衝撃は、これら加工された部材に対して加えられる。しかし、このような成形加工後における衝撃エネルギー吸収能を解明した、実部材としての動的変形特性に優れた高強度鋼板については、従来知られていない。

更に、衝突安全用部材の成形に際しては、優れた形状凍結性、優れた張出し性（引張強さ X全伸び≥ 1 8， 0 0 0 ) 、優れた伸びフランジ性（穴拡げ比≥ 1 . 2 ) を兼ね備えることが望まれているが、優れた耐衝突安全性と優れた成形性を両立するものは見当たらないのが実情である。発明の開示

本発明は上述した問題を解決すべく提案されたもので、優れた耐衝突安全性を有する動的変形特性に優れたデュアルフ —ズ型自動車用高強度鋼板とその製造方法を提供するものである。

また、本発明は、フロントサイドメンバ等の成形加工された自動車部品に使用する高強度鋼板であって、衝突時の衝撃エネルギー吸収用として、適正な特性および基準に基づいて選定され、安全確保に確実に寄与することができる動的変形特性に優れたデュアルフエ —ズ型自動車用高強度鋼板とその製造方法を提供するものである。更に、本発明は、衝突安全用部材の成形に適した優れた形状凍結性、優れた張出し性、優れた伸びフランジ性を兼ね備えた動的変形特性に優れたデュアルフ一ズ型自動車用高強度鋼板とその製造方法を提供するものである。

本発明は、上記目的を達成するためになされたもので、その具体的手段は以下に示す通りである。

① 最終的に得られる鋼板のミクロ組織において、主相がフヱライトで第 2相が前記鋼板の相当歪で 5 %成形加工後にマルテンサイトを体積分率で 3〜 5 0 %を含むその他の低温生成相との複合組織であり、相当歪にて 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 ( s — ' ) の歪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 ( s "') の歪速度範囲で変形した時の動的変形強度 σ d との差（ σ (3 - σ s ) が 6 O M P a以上を満足し、かつ歪 5〜 1 0 %の加工硬化指数が 0. 1 3以上を満足することを特徴とする動的変形特性に優れたデュアルフヱ一ズ型高強度鋼板、

② 最終的に得られる鋼板のミクロ組織において、主相がフェライトで第 2相が前記鋼板の相当歪で 5 %成形加工後にマルテンサイトを体積分率で 3〜 5 0 %を含むその他の低温生成相との複合組織であり、相当歪にて 0 %超〜 1 0 %以下の予変形を加えた後、 5 X

1 0 ² - 5 X 1 0 ³ ( s の歪速度範囲で変形した時の 3 ~ 1 0 %の相当歪範囲における変形応力の平均値 σ d y n (M P a ) が予変形を与える前の 5 X 1 0 — ⁴〜 5 X 1 0 —³ ( s — ') の歪速度範囲で測定された静的な引張試験における最大応力： T S (M P a ) 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、かつ歪 5〜 1 0 %の加工硬化指数が 0. 1 3以上を満足することを特徴とする動的変形特性に優れたデュアルフェーズ型高強度鋼板

③ 前記①または②において、降伏強度 Y S ( 0 ) と、相当歪にて 5 %の予変形を加え、或いは更に焼き付け硬化処理（ B H処理）を行った後の引張試験における最大強度 T S ' ( 5 ) との比： Y S

( 0 ) /T S ' ( 5 ) 0. 7 を満足し、更に前記降伏強度 Y S ( 0 ) X加工硬化指数≥ 7 0 を満足することを特徴とする動的変形特性に優れたデュアルフェーズ型高強度鋼板、

④ 前記①、 ②または③の何れかにおいて、前記マルテンサイ卜の平均結晶粒径が 5 m以下、および前記フライトの平均結晶粒径が 1 0 m以下を満足することを特徴とする動的変形特性に優れたデュアルフヱ一ズ型高強度鋼板、 ⑤ 前記①、 ②、 ③または④の何れかにおいて、引張強度（M P a ) X全伸び（％) ≥ 1 8， 0 0 0 を満足し、かつ穴拡げ比（ d / d o ) ≥ 1 . 2 を満足することを特徴とする動的変形特性に優れたデュアルフェーズ型高強度鋼板、

⑥ 前記①、 ②、 ③、 ④または⑤の何れかにおいて、調質圧延とテンションレべラーの一方または双方による予変形時の、塑性変形量（T) が下記式：

2.5 {YS(0)/TS' (5) - 0.5) + 15 ≥ Ύ≥ 2.5 {YS(0)/TS' (5) - 0.5} + 0.5

を満足することを特徴とする動的変形特性に優れたデュアルフエ一ズ型高強度鋼板、である。

⑦ また、本発明による動的変形特性に優れたデュアルフェーズ型高強度鋼板は、前記①〜⑥において、素材成分として、重量％で、 C : 0. 0 2 〜 0. 2 5 %、 M n と C rの 1 種または 2種以上を合計で 0. 1 5〜 3. 5 %、 S i 、 A l 、 Pの 1 種または 2種以上を合計で 0. 0 2 ~ 4. 0 %を含み、更に必要に応じて N i 、 C u 、 M oの 1 種または 2種以上を合計で 3. 5 %以下、 N b、 T i 、 Vの 1 種または 2種以上を合計で 0. 3 0 %以下、 C a、 R E Mの 1 種または 2種以上を、 C aについては 0. 0 0 0 5〜 0. 0 1 % 、 R E Mについては 0. 0 0 5 〜 0. 0 5 %を含有し、残部 F eを主成分とすることを特徴とする動的変形特性に優れたデュアルフエ一ズ型高強度鋼板である。

⑧ また、本発明による動的変形特性に優れたデュアルフェーズ型高強度鋼板は、前記①〜⑦における素材成分に、更に B≤ 0. 0 I %, S≤ 0. 0 1 N≤ 0. 0 2 %の 1 種または 2種以上を必要に応じて添加することを特徴とする動的変形特性に優れたデュアルフェーズ型高強度鋼板である。 ⑨ 本発明における動的変形特性に優れたデュアルフエ一ズ型高強度熱延鋼板の製造方法としては、連続铸造スラブを、铸造ままで熱延工程へ直送し、もしくは一旦冷却後に再度加熱した後、熱延仕上温度 A r ₃ — 5 0 °C〜 A r ₃ + 1 2 0 °Cで熱間圧延を行い、次いで、ランアウトテーブルにおける平均冷却速度 5 °CZ秒以上で冷却を行い、更に、 3 5 0 °C以下の温度で巻取ることを特徴とする前記 ①〜⑧の動的変形特性に優れたデュアルフ一ズ型高強度熱延鋼板の製造方法である。

⑩ 前記⑨において、熱延仕上温度 A r - 5 0 °C〜A r ₃ + 1

2 0 °Cの温度範囲内において、メタラジ一パラメ一ター： A力く ( 1 ) 式および（ 2 ) 式を満たすような熱間圧延を行い、その後のランァゥトテ一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と巻取り温度（ C T) との関係が（

3 ) 式を満たすような条件で巻取ることを特徴とする動的変形特性に優れたデュアルフェーズ型高強度熱延鋼板の製造方法である。

9 ≤ 1 0 g A≤ 1 8 ( 1 )

AT≤ 2 l x l o g A - 6 1 ( 2 )

C T≤ 6 x l o g A + 2 4 2 ( 3 )

⑪ また、本発明における動的変形特性に優れたデュアルフエ一ズ型高強度冷延鋼板の製造方法としては、連続铸造スラブを、铸造ままで熱延工程へ直送し、もしくは一旦冷却後に再度加熱した後、熱延し、熱延後卷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、 A c , 〜A c ₃ の温度に加熱し、この温度範囲内で 1 0秒以上保持する焼鈍を施した後、冷却速度 5 °C/秒以上の条件で冷却することを特徴とする、前記①〜⑧の動的変形特性に優れたデュアルフェーズ型高強度冷延鋼板の製造方法である。 ⑫ 前記⑪において、前記連続焼鈍工程において、冷延後の鋼板を A c , 〜A c ₃ の温度（T o ) に加熱し、この温度範囲内で 1 0 秒以上保持する焼鈍を施した後、冷却するに際し、 1 〜 1 0 °C/秒の一次冷却速度で 5 5 0〜 T 0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 °CZ秒の二次冷却速度で、成分と焼鈍温度（T o ) で決まる T e m以下の二次冷却終了温度（T e ) まで冷却することを特徴とする、前記①〜⑧の動的変形特性に優れたデュアルフェーズ型高強度冷延鋼板の製造方法である。図面の簡単な説明

図 1 …本発明における衝突時の成形部材の吸収エネルギー（ E a b ) と素材強度（ S ) との関係を示す図。

図 2 …図 1 における衝撃吸収エネルギー測定用の成形部材を示す斜視図

図 3 鋼板の加工硬化指数と動的エネルギー吸収量との関係を示す図。

図 4 鋼板の降伏強さ X加工硬化指数と動的エネルギー吸収量との関係を示す図。

図 5 …図 3 、図 4 に関わる衝撃圧壊試験方法に用いられる（ハツトモデル）の概観図。

図 6 …図 5 の試験片形状の断面図。

図 7 …図 3 〜図 6 に関わる衝撃圧壊試験方法の模式図。

図 8 …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 Z S ) の歪速度で変形した時の 3 〜 1 0 %の相当歪範囲における変形応力の平均値ひ d y n— T S と T S との関係を示す図。

図 9 …本発明例および比較例の調質圧延による静動比の変化を示すグラフ。

図 1 0 …本発明による熱延工程における Δ Τとメタラジーパラメ一ター： Aとの関係を示す図。

図 1 1 …本発明による熱延工程における巻取り温度とメタラジーパラメーター： Aとの関係を示す図。

図 1 2 …本発明による連続焼鈍の焼鈍サイクルを示す模式図。発明を実施するための最良の実施形態

自動車のフロントサイドメンバ等の衝撃吸収用部材は、鋼板に曲げ加工やプレス加工などを施して製造される。自動車衝突時の衝撃は、これら成形加工された部材に対して加えられるため、このような成形加工に相当する予変形後の状態で高い衝撃吸収能を有していることが必要である。しかし、現在までのところ、成形による変形応力の上昇と歪速度上昇による変形応力の上昇とを同時に考慮して、実部材としての衝撃吸収特性に優れた高強度鋼板を得る試みはなされていないことは前述した通りである。

本発明者らは、前記目的を達成するために種々の実験と研究を重ねた結果、前述の成形加工された実部材において優れた衝撃吸収特性を有する高強度鋼板として、デュアルフェーズ（D P ) 組織を有する鋼板が最適であることを知見した。このデュアルフヱ一ズ組織を有する鋼板は、変形速度上昇による変形抵抗増加を担うフェライト相を主相とし、硬質なマルテンサイト相を含む第 2 相との複合組織であり、動的変形特性に優れていることが判明した。すなわち、最終的に得られる鋼板のミクロ組織は、フェライト相を主相とし、硬質のマルテンサイト相を前記鋼板の相当歪で 5 %の成形加工後に体積分率で 3 ~ 5 0 %含むその他の低温生成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た。ここで、前記硬質のマルテンサイト相の体積分率： 3〜 5 0 %について述べると、前記マルテンサイト相が 3 %未満では高強度鋼板を得ることができず、また動的変形強度の高い鋼板も得られないことからマルテンサイト相は体積分率で 3 %以上が必要である。また、このマルテンサイト相が 5 0 %を超えると変形速度上昇による変形抵抗増加を担うべきフェライト相の体積分率は低下し、静的変形強度に比して動的変形強度の優れた鋼板を得ることができなくなり、しかも成形性が阻害されるため、マルテンサイト相の体積分率は 3 〜 5 0 %とする必要性も見いだした。

次に、本発明者らは、上記知見に基づき更に実験 · 研究を進めた結果、フロントサイドメンバ等の衝撃吸収用部材の成形加工に相当する予変形量は、部位によっては最大 2 0 %以上に達する場合もある力く、相当歪として 0 %~ 1 0 %の部位が大半であることも見いだし、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も見いだした。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にして 0 %~ 1 0 %の変形を選択した。

図 1 は、後述の実施例における表 5 の各鋼種について、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 ) の関係を示したものである。素材強度 Sは、通常の引張試験による引張強度（ T S ) 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 の鋼板をハット型部 1 に、同じ厚さ、同じ鋼種の鋼板 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 のコーナー半径は 2 mmで、 3 はスポット溶接部である。図 1 から、部材吸収エネルギー（ E a b ) は、通常の引張試験にで得られる素材強度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。そこで、図 1 に示す各素材について、相当歪にして 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 ( s— ') の歪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 ( s — ' ) の歪速度範囲で変形した時の動的変形強度 σ dを測定した。その結果、（ CT 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： 0 %超〜 1 0 %以下の何れの予変形量で（ σ ά— CT S ) < 6

O M P a となるもの、

秦：前記範囲全ての予変形量で 6 0 M P a ≤ ( CT d— び s ) であり、かつ予変形量が 5 %の時、 6 0 M P a ≤ ( σ d - σ s ) < 8 O M P aであるもの、

疆：前記範囲全ての予変形量で 6 0 M P a ≤ ( σ d - σ s ) であり、かつ予変形量が 5 %の時、 8 0 M P a ≤ ( σ d - σ s ) く 1 0 O M P aであるもの、

▲ : 前記範囲全ての予変形量で 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 d - σ s ) であるもの、

である。

そして、相当歪にして 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 ) が、素材強度 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。前述の予測される値は、図 1 の曲線で示す値であり、 E a b = 0. 0 6 2 S ° ⁸ で示される。従って、（ σ (1— ひ s ) は 6 0 M P a以上が必要である。

次に、耐衝突安全性の向上には鋼の加工硬化指数を高めること、具体的には 0 . 1 3以上、好ましくは 0 . 1 6以上が基本的に重要であり、降伏強さと加工硬化指数を特定範囲に制御することにより、優れた耐衝突安全性を達成できること、成形性の向上にはマルテンサイ卜の体積分率と粒径を特定範囲に造り込むこと等の効果がある。

図 3 は、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を同一降伏強さクラスのものについて示すものである。鋼板の加工硬化指数の増大により部材の衝突安全性（動的エネルギー吸収量）が向上しており、部材の耐衝突安全性の指標として同一降伏強さクラスであれば鋼板の加工硬化指数が妥当であることを示している。更に、降伏強さが異なる場合には、図 4 に示すように、降伏強さ X加工硬化指数を部材の耐衝突安全性の指標とすることができる。ただし、部材が成形加工時に歪を受けることを考慮して、加工硬化指数は歪 5 %〜 1 0 %の n値で表現したが、動的エネルギー吸収量向上の観点からは、歪 5 %以下の加工硬化指数、歪 1 0 %以上の加工硬化指数も高いことが好ましい。

なお、図 3、図 4 における部材の動的エネルギー吸収量は次のようにして求めた。すなわち、鋼板を図 5、図 6 に示す部品形状（コーナー R = 5 m m ) に成形し、先端 5 . 5 m mの電極によりチリ発生電流の 0 . 9倍の電流で 3 5 m mピッチでスポット溶接し、 1 7 0 °C X 2 0分の焼付塗装処理を行つた後、約 1 5 0 k gの落錘を約 1 0 mの高さから落下させ、部材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の変位仕事を算出して動的エネルギー吸収量とした。試験方法の模式図を図 7 に示す。図 5 において、 4 は天板、 5 は試験片、 6 はスポット溶接部である。図 6 において、 7 はハット型の試験片、 8 はスポット溶接部である。図 7 において、 9 は天板、 1 0 は試験片、 1 1 は落錘（ 1 5 0 k g ) 、 1 2 は架台、 1 3 はショック /アブゾ一バ一である。また、鋼板の加工硬化指数、降伏強さは次のようにして求めた。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、歪速度 0. 0 0 1 ( s -') で引張試験し、降伏強さと加工硬化指数（歪 5 %〜 1 0 %の！1値）を求めた。使用した鋼板は、板厚 1 . 2 mmで、鋼板組成は C : 0. 0 2〜 0. 2 5重量％、 1^ 1 、〇 rの 1 種または 2種以上の合計が 0. 1 5〜 3. 5重量％、 S i 、 A l 、 Pの 1 種または 2種の合計量が 0. 0 2 ~ 4. 0重量％を含み、残部 F eを主成分とするものである。

図 8 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 ( s — ¹) の歪速度範囲で変形した時の 3 ~ 1 0 %相当歪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 ) 、すなわち、この静的な素材強度（T S ) は、 5 X 1 0 ―⁴〜 5 X 1 0 — ³ ( s — ¹ ) の歪速度範囲で測定された静的な引張試験における最大応力（T S ： M P a ) 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等の衝撃吸収部材は、前述したよう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線図の 1 0 %以下の歪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 ( s —') の歪速度範囲で変形した時の相当歪で 3〜 1 0 %の範囲の平均応力： d y nを以て衝撃ェ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： CT d y nは、予変形や焼き付け処理が行われる前の鋼板の静的な引張強度（ 5 X 1 0 "⁴~ 5 X 1 0 — ³ ( s ') の歪速度範囲で測定された静的な引張試験における最大応力（ T S ： M P a ) } の上昇に伴って大きくなること力く一般的である。従って、鋼板の静的な引張強度（これは静的な素材強度と同義的である。）を増加させることは部材の衝撃エネルギー吸収能の向上に直接寄与する。しかしながら、鋼板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、同一の引張強度： T Sで、高い CT d y nを持つ鋼板が望ましい。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 ( s の歪速度範囲で変形した時の 3〜 1 0 %の相当歪範囲における変形応力の平均値： CT d y n (M P a ) 力く、予変形を与える前の 5 X I 0 — ⁴〜 5 X 1 0 —³ ( s — ') の歪速度範囲で測定された静的な引張試験における最大応力（T S ： M P a ) によって表現される式：ひ d y n 0. 7 6 6 x T S + 2 5 0 (M P a ) を満足する鋼板は、実部材としての衝撃吸収エネルギー吸収能が他の鋼板に比べて高く、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できることを見いだした。

また、詳細は未だ解明されていないが、初期転位密度、マルテンサイト相以外の低温生成相、主相であるフェライ卜相中の固溶元素量および炭化物、窒化物、炭窒化物の析出状態に依存する量である Y S ( 0 ) /T S ' ( 5 ) が図 9 に示すように、 0. 7以下である場合に、優れた動的変形特性を有する鋼板が得られることが判明した。ここで、 Y S ( 0 ) は降伏強度、 T S ' ( 5 ) は相当歪にて 5 %の予変形を加え、或いは更に焼付け硬化処理（ B H処理）を行つた後の静的な引張試験における最大強度（T S ' ) である。更に、前記降伏強度： Y S ( 0 ) X加工硬化指数が 7 0以上を満足する場合に更に優れた動的変形特性を有する鋼板が得られることが判明した。

また、通常、動的変形強度は静的変形強度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なることは期待できず、軽量化の達成が困難になる。この点に関しては、（ひ d — CT S ) 値が、（ d — CT S ) ≥ 4 . 1 X CT S 。' ⁸ — s を満足する範囲であることが好ましい。

次に、本発明における鋼板のミクロ組織について詳細に説明する。マルテンサイトは、前述したように、その体積分率を 3 〜 5 0 % とし、好ましくは 3 〜 3 0 %とする。マルテンサイ卜の平均結晶粒径は 5 m以下とすることが好ましく、フェライ卜の平均結晶粒径は 1 0 z m以下とすることが好ましい。すなわち、マルテンサイトは硬質であり、主に周囲のフェ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や加工硬化指数の向上に寄与するが、上記規制を満たすことにより鋼中に微細マルテンサイトを分散させること力くでき、その特性向上作用が鋼板全体に及ぶようになる。更に、鋼中に前述の微細マルテンサイトが分散することにより硬いマルテンサィ卜の悪影響である穴拡げ比の劣化や引張強さ X全伸びの劣化を回避することができる。また、加工硬化指数≥ 0 . 1 3 0 、かつ引張強さ X全伸び^ 1 8 , 0 0 0 、穴拡げ比 1 . 2 を確実に達成することができるため耐衝突安全性および成形性を向上させることができる o

マルテンサイ卜の体積分率が 3 %未満では、降伏比が高くなると共に、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（加ェ硬化指数≥ 0 . 1 3 0 ) を発揮することができず、変形抵抗（荷重）が低いレベルに留まり変形仕事量が小さくなるため動的エネルギ一吸収量が低く、耐衝撃安全性の向上が達成できない。一方、マルテンサイ卜の体積分率が 5 0 %超では、降伏比が高くなると共に加工硬化指数が低下し、更に引張強さ X全伸びや穴拡げ比の劣化が起こる。成形性の観点からはマルテンサイ卜の体積分率を 3 0 %以下とすることが好ましい。

更に、フェライトを体積分率で好ましくは 5 0 %以上、より好ましくは 7 0 %以上含有させ、その平均結晶粒径（平均円相当径）を好ましくは 1 0 2 m以下、より好ましくは 5 m以下とし、マルテンサイトをフェライトに隣接させることが好ましい。これにより、マルテンサイ卜がフライト地中に微細分散することを助長すると共に、上記特性向上効果が局所的な影響に留まらず鋼板全体に及ぶよう有効に作用し、マルテンサイトの悪影響を抑制するよう好ましく作用する。また、マルテンサイトゃフヱライト以外の残部組織はパーライト、ベイナイト、残留ァ等の 1 種あるいは 2種以上を組み合わせた混合組織としてもよいが、穴拡げ特性が要求される場合にはべイナィト主体とすることが好ましいが、残留ァは成形加工によりマルテンサイ卜へ加工誘起変態するため、成形加工前に残留ォ一ステナイトを含むことは好ましく少量（ 5 %以下）でも効果を有することが実験の結果判明している。

また、衝突安全性と成形性の観点からは、マルテンサイトとフエライトの粒径の比を 0 . 6以下、硬さの比を 1 . 5以上とすることが好ましい。次に、本発明による動的変形特性に優れたデュアルフヱ一ズ型高強度鋼板を得るための鋼板の化学成分の規制値とその制限理由を説明する。

本発明で使用される動的変形特性に優れたデュアルフェーズ型高強度鋼板は、素材成分として、重量％で、 C ： 0. 0 2〜 0. 2 5 %、 M n と C rの 1 種または 2種以上を合計で 0. 1 5〜 3. 5 % 、 S i 、 A 1 、 Pの 1 種または 2種以上を合計で 0. 0 2〜 4. 0 %を含み更に必要に応じて N i 、 C u、 M oの 1 種または 2種以上を合計で 3. 5 %以下、 N b、 T i 、 Vの 1 種または 2種以上を合計で 0. 3 0 %以下、 C a、 R E Mの 1 種または 2種以上を、 C a については 0. 0 0 0 5〜 0. 0 1 %、尺 £ ?^にっぃては 0. 0 0 5 ~ 0. 0 5 %を含有し、残部 F eを主成分とする鋼板である。また、更に必要に応じて B≤ 0. 0 1 % S ≤ 0. 0 1 %、 N≤ 0. 0 2 %の 1 種または 2種以上を含む動的変形特性に優れたデュアルフェーズ型高強度鋼板である。これらの化学成分とその含有量（重量について詳述する。

C ： Cは鋼板の組織に強く影響を与える元素であり、その含有量が少なくなると目的とする量および強度のマルテンサイト相を得るのが困難になる。添加量が多くなると不必要な炭化物の析出を招き、歪速度上昇による変形抵抗増加を阻害したり、強度が高くなり過ぎたり、更に成形性および溶接性を劣化させることから 0. 0 2 ~ 0. 2 5重量％とする。

M n、 C r ： M n と C r はオーステナイトを安定化してマルテンサイトを確保する作用があると共に強化元素でもあるため、その下限添加量は 0. 1 5重量％必要であり、一方、過度の添加は上記効果を飽和し、逆にフェライト変態抑制等の悪影響を生じるため上限添加量を 3. 5重量％とする。 S i 、 A l 、 P : S i 、 A l はマルテンサイトを生成させるために有用な元素であり、フェライトの生成を促進し、炭化物の生成を抑制することによりマルテンサイトを確保する作用があると共に固溶強化作用と脱酸作用を有する。また、 P も A l 、 S i と同様にマルテンサイ卜生成促進と固溶強化の能力を有する。この観点から S i + A 1 + Pの下限添加量は 0. 0 2重量％以上とする必要がある。一方、過度の添加は上記効果を飽和し、逆に鋼を脆化させるため上限添加量は 4. 0重量％以下とする。特に、優れた表面性状が要求される場合には、 S i添加量を 0. 1重量％以下とすることにより S i スケールを回避する力く、逆に 1. 0重量％以上とすることにより S i スケールを全面に発生させて目立たなくすることが望ましい。また、優れた 2次加工性、靱性、スポット溶接性、リサイクル性が要求される場合には、 Pの含有量を 0. 0 5 %以下、好ましくは 0. 0 2 %以下とする。

N i 、 C u、 M o ：これらの元素は必要に応じて添加される力 M nと同様にオーステナイト安定化元素でもあり、鋼の焼き入れ性を高め、マルテンサイ卜の生成を容易にし、強度調整のために有効な元素でもある。溶接性や化成処理の観点からは、 C、 S i 、 A 1 、 M n量に制限がある場合に使用することができるが、これらの元素の添加量が合計で 3. 5重量％を超えると母相であるフェライ卜相の硬質化を招き、歪速度上昇による変形抵抗増加を阻害し、母相が硬化する他、鋼板コス卜の上昇を招くためこれら元素の添加量は 3. 5 0重量％以下とする。

N b、 T i 、 V ：これらの元素は必要に応じて添加されるが、炭化物、窒化物、炭窒化物を形成し、鋼板の高強度化に有効な元素である。しかし、 0. 3重量％を超えて添加すると母相であるフェラィト相中また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、高速変形時に可動転位の放出源となり、歪速度上昇による変形抵抗増加を阻害する。また、母相の変形抵抗が必要以上に増加し、更に不必要に Cを浪費し、コストの上昇を招くことから上限添加量を 0 . 3重量％とする。

B ： Bはフライ卜の生成を抑制することで鋼の焼入れ性を向上させることから高強度化に有効な元素であるが、その添加量が 0 . 0 1 重量％超では効果が飽和することから、 B添加量の上限を 0 . 0 1 重量％とする。

C a、 R E M : C aは硫化物系介在物の形状制御（球状化）により成形性（特に穴拡げ比）をより向上させるために 0 . 0 0 0 5重量％以上添加するが、効果の飽和、介在物の増加による逆効果（穴拡げ比の劣化）の点からその上限添加量を 0 . 0 1 重量％とする。また、 R E Mも同様の理由からその添加量を 0 . 0 0 5 ~ 0 . 0 5 重量％とする。

S ： S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の観点から 0 . 0 1 重量％以下、好ましくは 0 . 0 0 3重量％以下とする。

次に、本発明における予変形の付与方法について説明する。予変形は、部材成形のための成形加工であってもよく、また成形加工以前の鋼板素材に与えられる調質圧延やテンションレベラ一による加ェであってもよい。この場合、調質圧延、テンションレべラーの一方または双方とすることもできる。すなわち、調質圧延、テンションレベラ一、調質圧延およびテンションレベラ一のいずれの手段でもよい。更に、調質圧延やテンションレベラ一により加工された鋼板素材に成形加工を加えてもよい。前記調質圧延および Zまたはテンシヨンレべラーで付与される予変形量、すなわち塑性変形量（T

) は、初期転位密度により異なるが初期転位密度が大であれば前記 Tの量が小さくてよい。また、固溶元素が少ない場合には導入された転位を固着できず、高い動的変形特性を確保できない。従って、前記塑性変形量（Τ) は、降伏強度： Y S ( 0 ) と、相当歪にて 5 %の予変形を加え、或いは更に焼き付け硬化処理（ Β Η処理）を行つた後の静的な引張試験における最大強度 T S ' ( 5 ) との比、 Υ S ( 0 ) /T S ' ( 5 ) に応じて規定されることも分かった。すなわち、 Y S ( 0 ) ZT S ' ( 5 ) は、初期転位密度と 5 %の変形により導入された転位密度の和、および固溶元素量を示す指標となり、 Y S ( 0 ) ZT S ' ( 5 ) が小さいほど初期転位密度が高く、固溶元素が多いといえる。従って、 Y S ( 0 ) / T S ' ( 5 ) を 0. 7以下とし、下記式：

2.5 {YS(0)/TS' (5) - 0.5) + 15 ≥ T≥ 2.5 {YS(0)/TS' (5) -

0.5 } + 0.5

に従って付与されることが好ましく、前記 Tの上限は衝撃吸収能、曲げ性などの成形性の観点から決定されたものである。

次に、本発明による動的変形特性に優れたデュアルフエーズ型高強度熱延鋼板および冷延鋼板のそれぞれの製造方法について説明する。この製造方法としては、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再度加熱した後、熱間圧延を行う。この熱間圧延においては、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（铸片）厚（初期鋼片厚）は 2 5 mm以上とすることが好ましい。 2 5 mm未満ではフヱライ卜占積率の低下や鋼板ミクロ組織の平均円相当径の粗大化が起こるとともに、所望のマルテンサイ卜を得るには不利となる。この熱間圧延においては、最終パス圧延速度は上記問題から 5 0 0 m p m以上、好ましくは 6 0 0 m p m以上で熱間圧延を行うことが好ましい。 5 0 O m p m未満ではフライ卜占積率の低下や鋼板ミクロ組織の平均円相当径の粗大化が起こるとともに、所望のマルテンサイトを得るには不利となる。

熱間圧延における仕上温度は A r ₃ — 5 0 °C〜 A r ₃ + 1 2 0 ^DC とする。 A r ₃ — 5 0 °C未満では加エフヱライトが生成し、加工硬化能や成形性を劣化させる。 A r ₃ + 1 2 0 °C超ではフヱライト占積率の低下や鋼板ミクロ組織の平均円相当径の粗大化が起こるとともに、所望のマルテンサイトを得ることが困難となる。

ホッ卜ランテープルにおける冷却は平均冷却速度を 5 °C Z秒以上とする。 5 °C Z秒未満では所望のマルテンサイトを得ることが困難となる。

巻取温度は 3 5 0 °C以下とする。 3 5 0 °C超では所望のマルテンサイトを得ることが困難となる。

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 1 0 および図 1 1 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、前記メタラジーパラメータ一： Aとは以下のように表わすことができる。

A = ε * x e χ ρ { (75282- 42745 x C_eJ Z [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 q}/ 6 (%) M n _{e 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 — ' )

£ * = ( V / R X h , ) ( 1 / V ) X 1 n { 1 / ( 1 - r

) }

h , ：最終パス入側板厚 h ₂ ：最終パス出側板厚 r ： ( h i - h ) / 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 ： 9 0 1 - 3 2 5 C % + 3 3 S i % - 9 2 M n _{e q} 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一ター： 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 )

A T≤ 2 l x l o g A - 6 1 ( 2 )

C T ≤ 6 x l o g A + 2 4 2 ( 3 )

前記（ 1 ) 式において、 1 o g Aが 9未満ではマルテンサイ卜の生成、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、 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。また、（ 2 ) 式において、（ 2 ) 式の条件を満たさない場合には所望のマルテンサイトを得ることができず、動的変形抵抗 σ d y η、 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 Δ Τ の下限は 1 o g Aの低下により緩和される。更に、巻き取り温度が ( 3 ) 式の関係を満たさないと、マルテンサイト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、変形途中での所望のマルテンサイトを得ることができず動的変形抵抗ひ d y n、 5〜 1 0 %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 0 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、冷間圧延し、焼鈍に付される。この焼鈍は、図 1 2 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、 A c , 〜A c ₃ の温度範囲において、 1 0秒以上保持することが必要である。 A c , 未満ではオーステナィ卜が生成しないため、その後、マルテンサイトを得る事ができず、 A c ₃ 超では粗大なオーステナイ卜の単相組織となるため、その後、所望のマルテンサイ卜の占積率とその平均粒径を得る事ができない。また、 1 0秒未満ではオーステナイ卜の生成量が不足するため、その後、所望のマルテンサイ卜を得る事ができない。なお、滞在時間の上限は設備の長大化、ミクロ組織の粗大化を避ける観点から、 2 0 0秒以下が好ましい。上記焼鈍後の冷却については、平均冷却速度を 5 °C/秒以上とすることが必要である。 5 °C /秒未満では所望のマルテンサイ卜占積率が得られない。その上限は特に設けるものではないが、冷却時の温度制御性から、 3 0 0 °C /秒が好ましい。

特に、本発明においては、図 1 2 に示す連続焼鈍サイクルで、冷延後の鋼板を A c , 〜A c ₃ の温度 T oに加熱し、冷却するに際し、冷却条件としては、 1 〜 1 0 °CZ秒の一次冷却速度で 5 5 0〜T 0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以下の二次冷却終了温度 T e まで冷却する方法である。これは、図 1 2 に示す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、ある限界値以下とする方法である。 T eまで冷却した後、 T e— 5 0。C以上 4 0 0 °C以下の温度範囲で 2 0分以下の時間保持し、室温まで冷却することが好ましい。

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卜中の 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イト中の炭素当量である。従って、 T 1 は、

T 1 = 5 6 1 — 3 3 X {M n % + (N i + C r + C u +M o ) / 2 } 、

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 c ₃ = 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 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 , ) x C / (T o - A c , ) + (M n

+ S i Z 4 + N i / 7 + C r + C u + l . 5 M o ) Z 6が、

0. 6超の場合には、 T 2 = 4 7 4 x ( A c - A c , ) x C / ( T o - A c . ) 、

0. 6以下の場合には、

T 2 二 4 7 4 x ( A c 3 - A c , ) x C / { 3 x (A c ₃ - A c , ) x C 4- 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が T e m以上の場合には所望のマルテンサイト力く得られない。また、 T 0 aが 4 0 0 °C以上では冷却によって得られたマルテンサイ卜が分解し、良好な動的特性と成形性が得られなくなる。一方、 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。また、保持時間が 2 0分を超える場合には設備が長大となることから、その上限を 2 0分とした。

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、主相をフェライ卜とし、相当歪で 5 %の成形加ェ後に体積分率で 3〜 5 0 %のマルテンサイトを含むその他の低温生成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、前記予変形を与えた後の 5 X 1 0 ² 〜 5 X 1 0 ³ ( 1 / s ) の歪み速度範囲で測定された動的変形強度（ CT d ) との差（ d— CT S ) が 6 0 MPa 以上を満足し、かつ歪み 5〜 1 0 %の加工硬化指数が 0. 1 3以上を満足する高い動的変形特性に優れたデュアルフニ—ズ型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。

く実施例 1 〉

表 1 に示す 2 6種類（鋼番 1 〜 2 6 ) 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、巻取りを行い、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 に示すようにマルテンサイ卜体積分率で 3 % 以上 5 0 %以下含有するデュアルフヱ一ズ組織を有していると共に、これら熱延鋼板の機械的性質は、表 4 に示すように歪 5 〜 1 0 % の加工硬化指数が 0 . 1 3以上、 CT d — CT S力く 6 O M P a以上、 σ d y η ≥ 0 . 7 6 6 x T S + 2 5 0 という優れた耐衝撃安全性を示すと共に、成形性および溶接性をも兼ね備えていることが明らかである。

表 1 (続き）鋼の化学成分変態温度鋼番 "C 種類

Ac 1 Ac J Ar3

ob 本発明鋼

/yd 本発明鋼本発明鋼本発明鋼本発明鋼本発明鋼本発明鋼本発明鋼本発明鋼本発明鋼本発明鋼 oo3 793 本発明鋼

/ /0 比較例

/41 /yj 比較例

/ l 1 oOo 比較例本発明鋼

/4U oo i 本発明鋼本発明鋼本発明鋼本発明鋼本発明鋼本発明鋼本発明鋼本発明鋼本発明鋼比較例

表 3 鋼のミクロ組織

主相フェライ卜マルテンサイト鋼番円相当径体積率円相当径 5%加工後の体積率名称 μ m % μ m %

1 フェライ卜 5.5 80 2.5 15

2 フェライ卜 4.0 90 1.8 8

3 フェライ卜 5.0 85 2.2 10

4 フェライ卜 4.0 80 1 .8 4

5 フェライ卜 4.5 80 2.0 20

6 フェライ卜 5.0 85 2.2 15

7 フェライ卜 4.5 90 2 10

8 フェライ卜 4.5 90 2 10

9 フェライ卜 5.0 90 2.2 10

10 フェライ卜 5.0 90 2.2 10

1 1 フェライ卜 4.0 80 1.7 20

12 フェライ卜 5.0 90 2.2 10

13 フェライ卜 1 1.0 50 二 0

14 フェライ卜加工組織 90 二 0

15 フェライ卜 10.0 95 二 0

16 フェライ卜 4.4 90 1.9 10

17 フェライ卜 4.5 91 2 9

18 フェライ卜 3.4 78 1.4 22

19 フェライ卜 4.4 91 1.9 9

20 フェライ卜 4.3 88 1.8 12

21 フェライ卜 4.5 85 2 13

22 フェライ卜 4.4 84 1.9 1 1

23 フェライ卜 4.4 85 1.9 8

24 フェライ卜 4.4 85 1.8 12

25 フェライ卜 2.4 80 1 10

26 ペイナイト 10.5 30 0

下線は本発明の範囲外であることを示す。

表 4 の械的性質

下線は本発明の囲でると示。

*3: adyn-(0.766 XTS + 250)

*4:2.5(YS/TS'(5) 性変形量丁≥ 2.5 ( YS/TS ' (5)-0.5) +0.5

表 4(镜き）鍋の機械的性質

*3: adyn— (0.766 XTS + 250)

*4:2.5(YS/TS'(5)- 0.5卜 15≥塑性変形量 T; ;2.5(YS/TS'(5)-0.5]+0.5

く実施例 2 >

表 5 に示す 2 2種類（鋼番 2 7〜 4 8 ) の鋼材を 1 0 5 0〜 1 2 5 0 °Cに加熱し、熱延後、冷却、巻取りを行い、更に酸洗後、表 6 に示した条件で冷延して冷延鋼板を製造した。その後、各鋼の成分から A c , 、 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。本発明による成分条件と製造条件を満足する鋼板は、表 7 に示すようにマルテンサイト体積分率で 3 %以上 5 0 %以下含有するデュアルフヱーズ組織を有していると共に、これら冷延鋼板の機械的性質は、表 8 に示すように、歪 5 〜 1 0 %の加工硬化指数が 0 . 1 3以上、（7 d — σ s力く 6 0 M P a以上、ひ d y n ≥ 0 . 7 6 6 X T S + 2 5 0 という優れた耐衝撃安全性を示すと共に、成形性および溶接性をも兼ね備えていることが明らかである。

表 6 製造条件

冷間圧延条件焼鈍条件

鋼番圧下率板厚焼鈍温度焼鈍時間 1 '久, TiJ¾急冷開始乂' 1Ϊ速急冷終了計算十昇 Ceq*計算 T2 s†算 Tera 保持/ m/ 保持時間

% m m To °C 秒。C/秒 Tq °C °C/秒 Te 。C °C 。C で To 。C 秒

27 80 0. 8 780 90 5 680 100 350 558 0. 12 -62 619 350 180

28 80 0. 8 780 90 5 680 100 230 521 0. 39 224 297 230 270

29 80 0. 8 780 90 5 680 100 320 52 ) 0. 39 224 297 320 270

30 80 0. 8 780 90 5 500 100 230 521 0. 39 224 297 230 270

31 80 0. 8 780 90 5 700 100 270 521 0. 47 182 339 270 300

32 80 0. 8 780 90 5 680 80 270 521 0. 49 190 331 270 250

33 80 0. 8 750 1 20 8 680 100 200 538 0. 46 297 241 ZOO 300

34 80 0. 8 750 120 8 680 100 270 492 0. 52 1 14 378 270 300

35 80 0. 8 800 90 5 680 100 270 528 0. 41 259 269 270 300

36 80 0. 8 750 90 5 650 130 200 528 0. 54 217 31 1 250 300

37 80 0. 8 750 90 5 650 1 30 250 51 3 0. 53 192 321 240 300

38 80 0. 8 800 90 5 650 100 270 512 0. 48 83 428 270 300

39 80 0. 8 780 90 5 650 100 250 526 0. 42 216 310 250 300

40 80 0. 8 780 90 5 680 100 270 495 0. 65 90 405 270 300

41 80 0. 8 780 90 8 680 100 250 512 0. 58 1 54 358 250 300

42 68 1. 2 780 90 8 680 100 250 512 0. 58 154 358 270 300

43 68 1. 2 780 90 5 630 1 50 250 512 0. 58 1 54 358 250 300

44 68 I . 2 780 90 5 680 100 250 512 0. 55 153 359 250 300

45 80 0. 8 750 90 5 680 100 250 51 2 0. 47 186 326 250 300

46 80 0. 8 780 90 5 680 100 200 521 0. 77 252 269 200 300

47 80 0. 8 770 90 5 680 100 270 446 0. 94 74 371 270 300

48 80 0. 8 850 90 5 680 100 250 512 0. 79 188 323 250 300 下線は本発明の範囲外であることを示す。

ί¾的引張（歪速度 =0. 00 Λ) 予変形及び B H処理予変形 · BH処理後の静的. 動的引張り（歪速度 =100 塑性変形鋼番 TS YS T. Ε 5-10¾ |YS X n YS/ TS X T. E 予変形の形態 - 相当歪 BH 5XWH t ] △YS *2 σ s a d σ ά- a s cr dyn条件式 T M式の溶接性 MPa MPa % の η値 TS' (S MPa · % % 処理 MPa MPa MPa MPa MPa MPa *3 % 判定

27 357 243 48 357 0. 28 68 0. 68 17136 C方向単軸引張 5有り 90 ! 16 390 438 48 412 - 1 1 1. 5 1. 0 o 適

28 592 349 34 630 0. 24 84 0. 55 20128 C方向単铀引張 5無し 182 260 630 734 104 721 17. 5 1. 0 o 適

29 B03 457 32 612 0. 20 91 0. 75 19296 C方向単 ¾引張 5無し 102 127 620 ES2 42 645 -66. 9 1. 5 o 適

30 583 472 2S： 591 0. 15 71 0. 80 15158 C方向単 i由引張 5無し 97 1 15 593 626 33 599 -97. 6 1. 5 〇適

31 599 341 33 621 0. 23 7¾ 0. 55 19767 し方向単軸引張 10有り 240 297 740 846 106 798 89. 2 I. 0 o 適

32 641 359 34 690 0. 23 83 0. 52 21794 C方向単 ίώ引張 5有り 212 294 757 818 61 786 45. 0 1. 0 o is

33 558 340 36 597 0. 26 88 0. 57 20088 C方向単铀引長 5有り 143 212 607 686 79 680 2. 6 1. 0 o 適

34 640 397 33 650 0. 22 87 0. 61 21 120 C方向平面歪引 3有リ 191 229 660 748 88 745 4. 8 1. 0 o

35 61 1 354 35 633 0. 23 82 0. 56 21385 C方向単軸引掁 5有り 201 275 658 756 98 742 . 24. 0 1. 0 o 適

36 589 324 36 600 0. 24 78 0. 54 21204 C方向単铀引張 5有り 212 289 612 733 121 722 20. 8 1. 0 〇適

37 634 361 33 657 0. 21 76 0. 55 20922 等 2軸引張 10有り 257 318 703 790 87 776 40. 4 1. 0 〇適

38 625 388 31 668 0. 19 74 0. 58 19375 C方向単釉引張 5有り 182 244 678 762 84 748 19. 3 1. 0 〇連

39 689 434 29 712 0. 18 78 0. 61 19981 し方向単軸引張 1 無し 199 239 712 798 86 789 1 1. 2 4. 0 o 適

40 623 368 32 623 0. 20 74 0. 59 】993S C方向単軸引張 1 有り 201 181 625 748 123 740 12. 8 1. 0 〇

41 709 425 26 721 0. 17 72 0. 59 18434 C方向単軸引張 5有り 209 280 729 824 95 819 25. 9 1. 0 〇適

42 722 448 25 734 0. 17 76 0. 61 18050 C方向単铀引張 5無し 201 260 734 833 99 818 14. 9 1. 0 〇適

43 731 468 25 755 0. 16 75 0. 62 18275 等 2轴引張 5有リ 182 246 767 829 62 820 10. 1 1. 0 〇適

44 715 465 26 726 0. 16 74 0. 64 18590 C方向単铀引張 5有リ ) 77 253 739 835 96 824 26. 3 1. 0 〇適

45 648 531 25 681 0. 12 64 0. 78 16200 C方向単铀引張 5有リ 58 92 696 744 48 712 -34. 4 1. 0 X

46 1075 742 10 107S 0. 08 59 0. 69 10750 C方向単軸引張 5有リ 299 341 1076 1088 1 Z 1052 -21. 5 1. 0 〇个 ia

47 712 484 21 712 0. 1 1 53 0. 68 14952 C方向単铀引張 5有り 181 229 7 I S 757 42 740 -55. 4 1. 0 o 不適

48 792 475 22 792 0. 14 67 0. 60 17424 C方向単釉引張 5有り 2G5 332 80S 856 50 832 -24. 7 1. 0 o 適下棕は本発明の範囲外であることを示す，

t l ： WHは表中の相当歪みで 5Xの予変形を与えることによる YSの上昇 Sを示す.

*2： AYSは表中の予変形を与え、 1 7 0 °C X 2 0分の塗装焼き付け処理相当の熱処理を行った際の YSの上昇量を示す ·

*3： cr dyn— (0. 76S X TS + 250)

*4： 2. 5 X {YS/TS' (5) -0. 5} +15≥塑性変形量 >2. 5 X {YS/TS' (5) -0. 5} +0. 5

ミクロ組織は以下の方法で評価した。

フェライト、ベイナイト、マルテンサイト及び残部組織の同定、存在位置の観察、及び平均結晶粒径（平均円相当径）と占積率の測定はナイタール試薬及び特開昭 59— 219473に開示された試薬により鋼板圧延方向断面を腐食した倍率 1000倍の光学顕微鏡写真により行つた o

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 50mm、平行部幅 25mm) を用い歪速度 0 . 0 0 1 Z 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、 TSX T. E1 を計算した。

伸びフランジ性は 2 0 nun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。， 2 0 mm) 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

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において、主相がフヱラィ卜で第 2相が前記鋼板の相当歪で 5 %成形加工後にマルテンサイトを体積分率で 3〜 5 0 %を含むその他の低温生成相との複合組織であり、相当歪にて 0 %超〜 1 0 %以下の予変形を加えた後、 5 X 1 0 〜 5 X l 0 — ³ ( s —つの歪速度範囲で変形した時の準静的変形強度び s と、前記予変形を加えた後、 5 X 1 0 ² ~ 5 X 1 0 ³ ( s -') の歪速度範囲で変形した時の動的変形強度び d との差（ひ（1 - a s ) が 6 O M P a以上を満足し、かつ歪 5〜 1 0 %の加工硬化指数が 0. 1 3以上を満足することを特徴とする動的変形特性に優れたデュアルフェーズ型高強度鋼板。

2. 最終的に得られる鋼板のミクロ組織において、主相がフヱラィ卜で第 2相が前記鋼板の相当歪で 5 %成形加工後にマルテンサイトを体積分率で 3〜 5 0 %を含むその他の低温生成相との複合組織であり、相当歪にて 0 %超〜 1 0 %以下の予変形を加えた後、 5 X

1 0 ² 〜 5 X 1 0 ³ ( s -') の歪速度範囲で変形した時の 3〜 1 0 %の相当歪範囲における変形応力の平均値ひ d y n (M P a ) が予変形を与える前の 5 X 1 0 — ⁴〜 5 X 1 (J —³ ( s の歪速度範囲で測定された静的な引張試験における最大応力： T S (M P a ) によつて表現される式： ff d y n≥ 0. 7 6 6 x T S + 2 5 0 を満足し、かつ歪 5〜 1 0 %の加工硬化指数が 0. 1 3以上を満足することを特徴とする動的変形特性に優れたデュアルフェーズ型高強度鋼板 o

3. 前記請求項 1 または 2 において、降伏強度 Y S ( 0 ) と、相当歪にて 5 %の予変形を加え、或いは更に焼き付け硬化処理（ B H 処理）を行った後の静的な引張試験における最大強度 T S ' ( 5 ) との比： Y S ( 0 ) /T S ' ( 5 ) ≤ 0. 7 を満足し、更に前記降伏強度 Y S ( 0 ) X加工硬化指数≥ 7 0 を満足することを特徴とする動的変形特性に優れたデュアルフェーズ型高強度鋼板。

4. 前記請求項 1、 2 または 3 の何れかにおいて、前記マルテンサイトの平均結晶粒径が 5 m以下、および前記フェライトの平均結晶粒径が 1 以下を満足することを特徴とする動的変形特性に優れたデュアルフヱ一ズ型高強度鋼板。

5. 前記請求項 1 〜 4の何れかにおいて、引張強度（M P a ) x 全伸び（％) ≥ 1 8， 0 0 0 を満足し、かつ穴拡げ比（ d / d o ) ≥ 1 . 2を満足することを特徴とする動的変形特性に優れたデュアルフェーズ型高強度鋼板。

6. 前記請求項 1 〜 5 の何れかにおいて、調質圧延とテンションレべラーの一方または双方による予変形を、塑性変形量（T) を下ヒ式：

2.5 {YS(0)/TS' (5) - 0.5} + 15 ≥ Ύ≥ 2.5 ί YS (0) /TS，（5) - 0.5} + 0.5

を満足することを特徴とする動的変形特性に優れたデュアルフエ一ズ型高強度鋼板。

7. 前記請求項 1 〜 6 の何れかにおける動的変形特性に優れたデユアルフヱ一ズ型高強度鋼板が、素材成分として、重量％で、 C ： 0. 0 2〜 0. 2 5 %、 M n と C rの 1 種または 2種以上を合計で 0. 1 5〜 3. 5 %、 S i、 A l 、 Pの 1 種または 2種以上を合計で 0. 0 2〜 4. 0 %、を含み、更に必要に応じて N i 、 C u、 M oの 1 種または 2種以上を合計で 3. 5 %以下、 N b、 T i、 Vの 1 種または 2種以上を合計で 0. 3 0 %以下、 C a、 R E Mの 1 種または 2種以上を、 C aについては 0. 0 0 0 5〜 0. 0 1 %、 R E Mについては 0. 0 0 5〜 0. 0 5 %を含有し、残部 F eを主成分とすることを特徴とする動的変形特性に優れたデュアルフ一ズ型高強度鋼板。

8. 前記請求項 1 〜 7の何れかにおける動的変形特性に優れたデユアルフヱ一ズ型高強度鋼板が、前記素材成分に、更に 0 1 % S≤ 0. 0 1 N≤ 0. 0 2 %の 1種または 2種以上を必要に応じて添加する動的変形特性に優れたデュアルフエーズ型高強度鋼板。

9. 連続铸造スラブを、铸造ままで熱延工程へ直送し、もしくは一旦冷却後に再度加熱した後、熱延仕上温度 A r ₃ — 5 0 °C〜A r 3 + 1 2 0 °Cで熱間圧延を行い、次いで、ランアウトテーブルにおける平均冷却速度が 5 °C/秒以上で冷却を行い、更に、 3 5 0 °C以下の温度で巻取ることを特徴とする前記請求項 1 〜 8の何れかに記載の動的変形特性に優れたデュアルフェーズ型高強度鋼板の製造方法。

1 0. 前記熱延仕上温度 A r ₃ — 5 0 °C〜 A r ₃ + 1 2 0 °Cの温度範囲内において、メタラジーパラメーター： A力く ( 1 ) 式および ( 2 ) 式を満たすような熱間圧延を行い、その後のランアウトテ一ブルにおける平均冷却速度を 2 5 °CZ秒以上とし、更に前記メタラジ一パラメーター： Aと巻取り温度（ C T) との関係が（ 3 ) 式を満たすような条件で巻取ることを特徴とする前記請求項 9記載の動的変形特性に優れたデュアルフエ一ズ型高強度熱延鋼板の製造方法

9 ≤ 1 0 g A≤ 1 8 ( 1 )

AT≤ 2 l x l o g A - 6 1 ( 2 )

C T≤ 6 x l o g A + 2 4 2 ( 3 )

1 1. 連続铸造スラブを、铸造ままで熱延工程へ直送し、もしくは一旦冷却後に再度加熱した後、熱延し、熱延後巻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

、 A c , 〜A c ₃ の温度に加熱し、この温度範囲内で 1 0秒以上保持する焼鈍を施した後、冷却速度を 5 °CZ秒以上の条件で冷却することを特徵とする前記請求項 1〜 8 の何れかに記載の動的変形特性に優れたデュアルフエ一ズ型高強度熱延鋼板の製造方法。

1 2. 前記連続焼鈍工程において、冷延後の鋼板を A c , 〜A c 3 の温度に加熱し、この温度範囲内で 1 0秒以上保持する焼鈍を施した後、冷却するに際し、 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 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 T e m以下の二次冷却終了温度（T e ) まで冷却することを特徴とする前記請求項 1〜 8の何れかに記載の動的変形特性に優れたデュアルフ X—ズ型高強度冷延鋼板の製造方法。