Nothing Special   »   [go: up one dir, main page]

WO2006059653A1 - 高強度鋼板及びその製造方法 - Google Patents

高強度鋼板及びその製造方法 Download PDF

Info

Publication number
WO2006059653A1
WO2006059653A1 PCT/JP2005/022008 JP2005022008W WO2006059653A1 WO 2006059653 A1 WO2006059653 A1 WO 2006059653A1 JP 2005022008 W JP2005022008 W JP 2005022008W WO 2006059653 A1 WO2006059653 A1 WO 2006059653A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
phase
ferrite
hard
steel sheet
less
Prior art date
Application number
PCT/JP2005/022008
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
Yoshitaka Okitsu
Original Assignee
Honda Motor Co., Ltd.
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Honda Motor Co., Ltd. filed Critical Honda Motor Co., Ltd.
Priority to DE112005003112T priority Critical patent/DE112005003112B4/de
Priority to CN2005800405863A priority patent/CN101065509B/zh
Priority to US11/792,090 priority patent/US7754030B2/en
Publication of WO2006059653A1 publication Critical patent/WO2006059653A1/ja

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2201/00—Treatment for obtaining particular effects
    • C21D2201/03—Amorphous or microcrystalline structure
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength steel plate and a method for producing the same, and more particularly to a technology for producing a high-strength steel plate for automobiles that achieves both high-speed deformation strength and impact energy absorption performance and high workability.
  • High-strength steel sheets are used for automobile bodies and the like. As techniques relating to such steel sheets, the following are disclosed. That is, a steel with limited composition is made into a composite structure containing residual austenite with a volume fraction of 3% or more, and at least 1Z2 thickness of the plate surface of the ⁇ 100 ⁇ ⁇ 011> to ⁇ 223 ⁇ ⁇ 110> orientation group
  • the average value of the strengthening ratio is 3.0 or more
  • the average value of the X-ray random strengthening ratio of the three crystal orientations 54 ⁇ ⁇ 225>, ⁇ 111 ⁇ ⁇ 112> and ⁇ 111 ⁇ ⁇ 110> is 3.5.
  • the volume ratio of the martensite phase is High-strength steel sheets with a ratio of hardness Hv (M) of martensite phase and hardness Hv (F) of ferrite phase Hv (M) ZHv (F) of 3.0-4.5 at 5-30% It is disclosed (see Patent Document 2).
  • the microstructure A method for producing a strong metal plate is disclosed (see Patent Document 3).
  • Patent Document 1 Japanese Patent Application Laid-Open No. 2002-97545 (Claims)
  • Patent Document 2 JP-A-10-147838 (Claims)
  • Patent Document 3 Japanese Patent Laid-Open No. 2000-73152 (Claims)
  • Patent Document 4 Japanese Patent Laid-Open No. 2002-285278 (Claims)
  • Patent Document 1 proposes a steel sheet exhibiting a composite structure of freight and residual austenite as a steel sheet having a high static difference. According to this technique, Patent Document 1 (1 As shown in Table 2 on page 3, for example, a steel plate with a static differential force of Sl27MPa with a stress of 784MPa during static deformation can be obtained. However, this static difference is lower than that of mild steel. Conventionally, it was impossible to give a static difference of 170 MPa or more, equivalent to a mild steel plate, to a high-strength steel plate whose stress during static deformation exceeds 500 MPa.
  • Patent Document 2 a process equivalent to paint baking (2% pre-strain and 170 ° CX) is obtained by controlling the amount of dissolved C in a composite structure steel of freight and martensite. It is said that the strength can be increased by applying heat treatment for 20 minutes. However, this method does not change the strength of the portion where distortion does not occur. Therefore, if the drawing force is changed to bend molding due to the simplification of the pressing process, it is difficult to obtain the strength improvement effect. Furthermore, in recent years, it has been difficult to obtain the above-mentioned effects as expected because of the low temperature and shorter time required for paint baking. Therefore, there has been a demand for the development of a steel sheet that can provide excellent shock absorption energy without considering the paint baking process.
  • the inventor has focused on the refinement of ferrite crystal grains as a technique for increasing the strength of steel that does not depend on the conventional technique as described above.
  • this method increases the strength by miniaturizing the crystal grains while suppressing the addition of alloy elements as much as possible by increasing the area of the grain boundaries rather than adding the alloy elements and maintaining the high purity of the ferrite. is there .
  • the essence of the mechanism of this method is that the travel distance required for a single jump in Peierls potential does not depend on the size of the crystal grains, so the strain rate dependence of the deformation stress does not depend on the size of the grains. Depending on the reason.
  • the relationship between the crystal grain size and the strength is well known by the Hall-Betch equation, and the deformation strength is proportional to the ⁇ 1Z square of the crystal grain size. According to this equation, when the crystal grain size is smaller than 1 m, the strength can be increased rapidly. For example, when the crystal grain size is 10 m and 1 ⁇ m, the strength is 3 More than double.
  • the ferrite crystal grain size is smaller than 1 ⁇ m.
  • the one disclosed in Patent Document 3 can be mentioned.
  • the crystal grain size becomes an ultrafine structure on the order of nanometers, and the tensile strength reaches 3.1 times (870 MPa) that of the raw material IF steel.
  • this method has two drawbacks.
  • a first drawback is that the ductility of the material is extremely low in a structure having only ultrafine crystal grains (hereinafter referred to as "nanocrystal grains") having a crystal grain size of 1 ⁇ m or less.
  • nanonocrystal grains having a crystal grain size of 1 ⁇ m or less.
  • the reason for this is described in a paper by the inventors of the patent document, for example, “Iron and Steel” (Japan Iron and Steel Institute, No. 88, No. 7, 2002, page 3 65, FIG. 6 (b)). .
  • the ferrite crystal grain size is smaller than 1.
  • the total elongation suddenly decreases, and at the same time, the uniform elongation decreases to almost zero.
  • Such a structure is not suitable for a steel sheet for pressing force.
  • the second drawback is that when repeated lap rolling is performed in an industrial process, productivity is impaired and production costs are significantly increased.
  • productivity is impaired and production costs are significantly increased.
  • this ultra-miniaturization by ordinary cold rolling, for example, it is necessary to roll from a thickness of 32 mm to 1 mm, which is not practical.
  • the present invention has been made in view of the above-mentioned various circumstances, and suppresses the alloy element addition amount to increase the strength by refining the ferrite crystal grains, and the strength is also important at the time of press forming.
  • the purpose is to provide a high-strength steel plate with a good balance between ductility and ductility, with a static difference of 170 MPa or more, and a method for producing the same.
  • the inventor has increased the strength by minimizing the ferrite crystal grains by suppressing the addition amount of the alloying element, and has a good balance between strength and ductility, which is important at the time of press forming, and a static difference of 170 MPa.
  • the above-mentioned high-strength steel sheet was earnestly studied.
  • the structure of the steel sheet is not a single structure of ferrite having a crystal grain size of 1.2 / zm or less (hereinafter simply referred to as “nanocrystal grains”). .
  • Nanocrystal grains are crystal grains having a crystal grain size of 1.0 m or less, and microcrystal grains are crystal grains having a crystal grain diameter of more than 1.0 m. As described above, the critical value of crystal grain size between nano-crystal grains and micro-crystal grains is defined as 1.
  • the high-strength steel sheet of the present invention exhibits a metal structure composed of a bright phase and a hard second phase dispersed in the flite phase, and the area ratio of the hard second phase in the metal structure is
  • the area ratio of the nanocrystal grains in the ferrite phase is 15 to 90%, and the average grain diameter dS of the nanocrystal grains and the microcrystal grains are in the ferrite phase.
  • such a high-strength steel plate contains C and at least one of Si, Mn, Cr, Mo, Ni, and B, and C (total C content force is also Nb, Ti It is desirable that the amount of solute carbon obtained by subtracting the amount of C bound to (2) satisfies the following formulas (4) to (6) based on the following formula (3). In addition, in the formula (3), the component ratio (mass%) of the additive element is substituted for each additive element.
  • such high-strength steel sheets contain at least one of Nb: 0.72% or less and Ti: 0.36% or less in mass%, or P: 2% or less in mass%.
  • A1 It is desirable to contain at least one of 18% or less, Si: 5% or less, Mn: 3.5% or less, Cr: 1.5% or less, Mo: 0.7% or less, It is highly desirable that Ni: 10% or less and B: 0.003% or less U.
  • the inventor has conducted extensive research on a method for suitably producing the high-strength steel sheet.
  • the crystal structure before rolling which achieves ultra-fine grain growth by ordinary cold rolling, is a composite structure of soft ferrite and hard second phase, and the hard second phase is spaced apart.
  • Cold rolling is performed at a desired rolling rate according to the temperature, and annealing is performed at a temperature and time that can suppress the growth of crystal grains, thereby obtaining a high-strength steel sheet having a mixed structure of the above microcrystalline grains and nanocrystalline grains. The knowledge that it will be.
  • the method for producing a high-strength steel sheet according to the present invention is a hot-rolled steel sheet having a metal structure composed of a ferrite phase and a hard second phase, and cold-rolling satisfying the following expression (10) with a workability index D: Line! Then, it is characterized by performing annealing that satisfies the following formula (11).
  • the average interval between the hard second phases be 5 ⁇ m or less in the thickness direction of the hot-rolled steel plate.
  • the ratio of the hard second phase contained in the steel sheet having a mixed structure of nanocrystal grains and microcrystal grains is optimized, and the structure of the portion excluding the hard second phase is optimized.
  • the crystal structure before rolling is a composite structure of soft ferrite and a hard second phase, and cold rolling is performed at a required rolling rate corresponding to the interval between the hard second phases. Furthermore, by annealing in a temperature range where no crystal grain growth occurs, a high-strength steel sheet having a mixed structure composed of the above-mentioned microcrystalline grains and nanocrystalline grains can be produced.
  • the high-strength steel sheet of the present invention obtained in this way has an increased strength due to the refinement of the fly crystal grains by suppressing the amount of alloying elements added, and the strength is also an important strength during press forming. Excellent balance of ductility and static difference of 170 MPa or more.
  • FIG. 1 is a schematic diagram showing a method for measuring a distance between hard second phases in a hot-rolled sheet.
  • FIG. 2 is a diagram showing a heat history of hot rolling.
  • FIG. 3 is a graph showing the relationship between holding temperature and holding time during annealing.
  • FIG. 4 is a diagram showing thermal histories in five annealing patterns.
  • FIG. 5 is an SEM photograph showing the structure after cold rolling of the high-strength steel sheet of the present invention.
  • FIG. 6 is an SEM photograph showing a crystal structure with 88% nanocrystal grains.
  • FIG. 7 is an SEM photograph showing a crystal structure with 79% nanocrystal grains.
  • FIG. 8 is an SEM photograph showing a crystal structure with 39% nanocrystal grains.
  • FIG. 9 is an SEM photograph showing a crystal structure with 15% nanocrystal grains.
  • FIG. 10 is a view showing the shape of a test piece used in a high-speed tensile test.
  • FIG. 11 is a graph showing the relationship between the static stress difference of 3-5% average stress and the area ratio of nanocrystal grains.
  • FIG. 12 is a graph showing the relationship between the static stress difference of 3-5% strain and the static tensile strength (static TS).
  • FIG. 13 is a graph showing the relationship between dynamic absorbed energy up to 5% strain and static tensile strength (static TS).
  • Carbon steel is used as a raw material for the high-strength steel sheet of the present invention.
  • the amount of solute carbon obtained by subtracting C bonded to Ti and Nb from the total C amount is 0.02-0.3%. It is necessary to adjust so that This carbon steel contains at least one of the first element groups: Si, Mn, Cr, Mo, Ni, and B for the purpose of improving the hardenability and improving the strength of the steel by solid solution strengthening.
  • at least one of the second element group: Nb and Ti is included as necessary.
  • at least one of the third element group: P and A1 is contained as necessary.
  • F (Q) is an index representing the hardenability of steel, is determined as shown in Equation (3), and is used to calculate the component ratio (mass%) force of each additive caro element.
  • the metal structure before cold rolling is made of at least one of soft ferrite and hard second phase (martensite, bainite, retained austenite). It is important to make it a composite organization. These microstructures can be obtained by quenching the two-phase region consisting of flite and austenite after hot rolling, by cooling to room temperature after hot rolling and then heating as it is, or by hot and cold after hot rolling. It is obtained by rolling and then heating and holding in a two-phase region consisting of ferrite and austenite and quenching the force.
  • the first point is that it is difficult to obtain a hard second phase because of a small amount of C and low hardenability.
  • Equation (4) shows this relationship. Add the required amount of hardenability improving element according to the above formula (4).
  • the C content (C) here, as will be described in detail later, represents the amount of solute carbon obtained by subtracting the total C content force Nb and the amount of C bonded to Ti.
  • the second point is that when the amount of C is large, pearlite transformation is likely to occur during cooling from the two-phase region consisting of ferrite and austenite, and it is difficult to obtain the necessary hard second phase. is there.
  • the addition of the first element group is effective.
  • the nose of the start of pearlite transformation in the continuous cooling transformation diagram (hereinafter simply referred to as “CCT curve”) moves to the long time side due to the insert U of the hardenability improving element. Therefore, the appearance of pearlite can be avoided and a composite structure of ferrite and hard second phase can be obtained.
  • C When C is large, pearlite transformation is likely to occur. Requires an element for improving the hardenability.
  • the above equation (5) shows this relationship. Add the required amount of hardenability improving element according to the above formula (5).
  • the amount of C is also C as described above.
  • C refers to the amount of solute carbon obtained by subtracting C bound to the second group elements (Nb, Ti) from the total amount of C, and is a value calculated by the following formula (12).
  • the component ratio (mass%) of the additive element is substituted for each additive element.
  • the coefficients 92.9 and 47.9 in the formula (12) are the atomic weights of Nb and Ti, respectively.
  • (12 / 92.9 X Nb + 12 / 47.9 XTi) means Nb or Ti Shows the amount (% by mass) of carbon combined into carbides. Therefore, the total amount of C is also the force obtained by reducing the amount of carbon that forms carbide by combining with Nb or Ti.
  • equation (6) defines the upper and lower limits of solute C because the metal structure before cold rolling is generated in a desired range.
  • the lower limit is set to 0.02% because when C is less than 0.02%, a hard second phase is not generated even when a hardenability improving element is added, and a single ferrite phase is formed. It is. In the ferrite single phase, the crystal grain size of steel cannot be refined to the nanometer order smaller than 1 ⁇ m unless a special method such as the repeated lap rolling described above is used.
  • the upper limit is set to 0.3%.
  • C exceeds 0.3%, the pearlite transformation nose in the CCT curve stays on the short time side even when an element for improving hardenability is added.
  • the pearlite transformation nose is traversed at any cooling rate, and the metal yarn and weave before cold rolling is a composite structure consisting of ferrite and pearlite. It becomes.
  • pearlite is a layered structure of cementite, which is a compound of C and Fe, and ferrite, and cementite is very brittle against deformation. Energy during cold rolling is consumed for fracture of cementite. Is done. For this reason, if the steel structure contains pearlite, A large strain cannot be given to the soft ferrite phase, which is a feature of the production method of the present invention. Therefore, the upper limit C at which pearlite transformation can be avoided by adding a hardenability improving element is set to 0.03%.
  • F (S) is strengthened in high-strength steel sheets by the solid solution strengthening action of the first and third element groups.
  • the amount to be expressed is expressed in MPa, and is calculated from the mass% of the additive element according to the equation (7).
  • the coefficient multiplied by each element in equation (7) is calculated from the following equation (13) based on the following concept.
  • Equation (13) The meaning of equation (13) is as follows. That is, the difference between the atomic radius of an additive element and the atomic radius of iron divided by the atomic radius of iron is proportional to the amount of solid solution strengthening per element. This was multiplied by the ratio of the atomic weight of iron to the atomic weight of the element to convert it to mass% of the element, and then multiplied by 1000 to convert the unit to MPa. Table 1 shows the physical constants of the elements used and the coefficients of the formula (13) calculated by them.
  • F (P) is produced by precipitation strengthening because the second element group forms carbides with C in the steel.
  • I an index indicating the amount of strengthening when it is strengthened, and is determined as shown in equation (8) above.
  • Equation (8) The meaning of equation (8) is as follows. That is, Nb and Ti have a high ability to form carbides in steel, for example, the solubility product of Nb and C in steel at 800 ° C, the solubility product of Ti and C (mass%) 2 is Both are on the order of 10-5. In carbon steel, Ti and Nb can hardly exist as a solid solution, and exists as a carbide bonded to C in a one-to-one relationship, that is, NbC or TiC. Therefore, a precipitation strengthening amount proportional to the amount of added Nb and Ti added can be expected.
  • the precipitation strengthening ability decreases as the precipitate coarsens.
  • Nb or Ti carbides are maintained for a long time in a temperature range of 700 ° C. or more, at which Nb or Ti carbides are likely to grow. For this reason, Nb or Ti carbide is uniformly and finely dispersed, and the precipitation strengthening amount is determined only by the amount of these elements added. The above equation (8) shows this.
  • the coefficients 500 and 1000 in the formula (8) are constants representing the precipitation strengthening amount of 1% by mass of Nb or Ti, respectively, and are values obtained by experiments.
  • the total precipitation strengthening amount of Nb and Ti is F (P), that is, the total precipitation strengthening amount.
  • equation (9) indicates that the total amount of strengthening of the fly by solid solution strengthening and precipitation strengthening should be 360 MPa or less. This is because if the amount of strengthening of the steel plate is too high, a high static difference (difference between dynamic strength and static strength), which is a feature of the present invention, does not appear. As described above, when a large amount of alloying elements are added to greatly strengthen the ferrite, the ferrite purity is lowered at the same time, and the strain rate dependency of the deformation stress of the ferrite is reduced.
  • the metal structure of the high-strength steel sheet of the present invention when the ferrite purity is higher than a predetermined value, a higher static difference than that of the conventional steel can be obtained, but when the ferrite purity is too low, a high static difference is not exhibited. .
  • C is the most important element in the present invention.
  • Nb and Ti may be added, and in this case, solid solution C excluding C that precipitates as carbide satisfies the above formula (6). Adjust the amount of C to be added. If the solid solution C is less than 0.02%, the metal structure before cold rolling becomes freight, and if the solid solution C exceeds 0.3%, the metal structure becomes a composite structure composed of ferrite and pearlite. Both are not suitable for the method for producing a high-strength steel sheet of the present invention.
  • the lower limit is set to 0.2%.
  • Si content exceeds 5%, Si bonds with Fe and Fe Si, an intermetallic compound with a crystal structure of D03 type or B2 type, appears, reducing the ductility of the steel.
  • the lower limit is set to 0.1%. If the Mn content exceeds 3.5%, austenite exists as a stable phase in addition to ferrite even at room temperature. Austenite is not preferred because it lowers the strength of the steel, which has a low strength. Therefore, the upper limit is 3.5%
  • the lower limit is set to 0.1%. Also, if the Cr content exceeds 1.5%, C in the steel combines with it to form a carbide, so that solid solution Cr corresponding to the addition amount cannot be obtained and hardenability is expected to improve. I can't. For this reason, the upper limit is set to 1.5% at which Cr can exist in a solid solution state.
  • the lower limit is set to 0.1%. Also, if the Mo addition amount exceeds 0.7%, C and Mo in the steel combine to form carbides, so that solid solution Mo corresponding to the addition amount cannot be obtained, and improvement in hardenability cannot be expected. . For this reason, the upper limit is set to 0.7% at which Mo can exist in a solid solution state.
  • the lower limit is set to 0.2%.
  • austenite is present as a stable phase in addition to ferrite even at room temperature. Austenite is not preferable because it lowers the strength of the entire steel having low strength. For this reason, the upper limit is 10%.
  • the lower limit is set to 0.05%.
  • the solid solubility limit of B in ferrite itself is very small.
  • the grain boundary alone will not be sufficient as a site for B, and Fe B, an intermetallic compound, will appear and reduce the ductility of the steel. Therefore, the upper limit is 0.00
  • the upper limit is 2%.
  • A1 is a solid solution strengthening element and has an effect as a deoxidizer, and can make steel a so-called “killed steel”.
  • A1 combines with dissolved oxygen in the steel in the steelmaking process and floats as alumina, and by removing this, the ductility and toughness of the steel can be improved. For this reason, A1 can be added as needed.
  • the addition amount is less than 0.01%, neither the effect as a deoxidizer nor the effect as a solid solution strengthening element appears clearly. For this reason, the lower limit is set to 0.01%.
  • the added amount of A1 exceeds 18%, Fe A1 which is an intermetallic compound is formed, and the ductility of the steel is lowered. For this reason, the upper limit is 18%.
  • the metal structure of the high-strength steel sheet of the present invention satisfies the requirements described in 1) to 4) below.
  • the metal structure consists of a ferrite phase and a hard second phase (at least one of cementite, pearlite, martensite, bainite, and retained austenite).
  • a cross-section of the steel sheet parallel to the rolling direction was cut out, and after this section was etched with nital etc., a secondary electron image (hereinafter referred to as “SEM photograph”) taken with a scanning electron microscope at a magnification of 5000 times. ), The area ratio of the hard second phase measured from 3 to 30%.
  • the hard second phase is uniformly dispersed in the bright phase and satisfies the following requirements. That is, in a SEM photograph of a steel sheet with a magnification of 5000 times the cross section parallel to the rolling direction, arbitrarily pick out 9 or more 3 m square grids and analyze the area ratio of the hard second phase in each grid.
  • the average value A (ave) and standard deviation s of Ai are as follows: The expression (2) is satisfied.
  • the average grain diameter dS of the nanocrystal grains and the average grain diameter dL of the microcrystal grains satisfy the following formula (1).
  • the area ratio of the hard second phase is defined as 3 to 30% is shown below. That is, when the area ratio of the hard second phase is less than 3%, the static difference does not increase because the ferrite is not sufficiently purified. On the other hand, if the area ratio of the hard second phase exceeds 30%, the purity of the ferrite is high and the static difference is high, but the adverse effect of the low purity and low static difference of the hard second phase becomes large, and the material The overall static difference is not improved.
  • the hard second phase is a phase that equilibrates with the fly, a structure that has transformed in the cooling process from the equilibrium phase, and further, their annealing.
  • it is one or more of cementite, pearlite, martensite, bainite, and retained austenite.
  • cementite is a phase that exists in equilibrium with ferrite in steel, and pearlite, martensite, bainite, and retained austenite are transformation structures from the equilibrium phase.
  • residual austenite is untransformed austenite that exists as an equilibrium phase only at high temperatures, and is actually untransformed austenite that remains at room temperature, and can be obtained at room temperature by cooling from austenite. Included in the metamorphosis organization in a sense!
  • tempered bainite is a structure in which bainite is annealed at 300 to 400 ° C to improve toughness, but it is a mixed structure of ferrite and cementite having a high dislocation density, and is essentially Because it is the same as bainite! /, It is treated as being included in bainite.
  • tempered martensite is a force obtained by annealing martensite to reduce hardness and improve toughness.
  • tempered martensite is treated as being included in martensite.
  • Martensite tempering is a process in which martensite, which is a solid solution of carbon in a supersaturated state, is decomposed into ferrite and carbonaceous material.
  • ferrite is quite It has a high dislocation density, and the structure of packets, blocks, etc., which are characteristic of lath martensite, does not change.
  • troostite is a term that is not often used at present, it is classified into tempered troostite and quenched trustite in the JIS G0201 steel term (heat treatment).
  • Tempered troostite is a structure that occurs when martensite is tempered, and is a force composed of fine ferrite and cementite. It is actually tempered martensite.
  • Quenched troostite is a fine pearlite structure formed during quenching and is collectively treated as pearlite in the present invention.
  • sorbite is not widely used at present, it is classified into tempered sorbite and quenched sorbite in JIS G0201 steel term (heat treatment).
  • Tempered sorbite is a mixed structure of cementite and ferrite obtained by tempering martensite and precipitating and growing in granular form, but it is actually tempered martensite.
  • Quenched sorbite is a fine pearlite structure produced during quenching. In the present invention, it is treated as pearlite in a lump.
  • the structure in which the cementite part is spherical due to annealing of pearlite is also observed in ferrite and cement.
  • the hard second phase is cementite.
  • the structure of the ferrite part is a mixed structure of nanocrystal grains and microcrystal grains having different sizes. For this reason, the strength and ductility balance is relatively low at the time of press molding, and the strength is excellent at the time of high-speed deformation such as a collision after commercialization. Accordingly, the formability and impact absorption energy can be achieved at a high level by the structure of the flight portion.
  • the reason why the crystal grain size of nanocrystal grains is defined as 1.2 ⁇ m or less will be described below. That is, for example, as disclosed in “Iron and Steel” (Japan Iron and Steel Association, No. 88-7 (2002), page 365, FIG. 6 (b)), the crystal grain size of ferrite is about 1. This is because the material properties, particularly the ductility, change discontinuously at the boundary. Specifically, when the crystal grain size of ferrite is less than 1, the total elongation decreases rapidly and does not show uniform elongation.
  • the high-strength steel sheet of the present invention comprises a very high-strength portion that is a nanocrystal grain having a crystal grain size of 1.2 m or less, and a micro-crystal having a normal strength with a crystal grain size exceeding 1.2 ⁇ .
  • This is a single-structure steel sheet consisting of crystal grains.
  • the static deformation behavior of the high-strength steel sheet of the present invention is the same as the deformation behavior of a general composite steel sheet.
  • the micro Deformation In static deformation, first, the most easily deformable part of the material, specifically, the micro Deformation also starts in the vicinity of the interface with the nanocrystal grains in the crystal grains or in the microcrystal grains. After that, the force of the gradual progress of the micro-grains is responsible for the deformation. For this reason, deformation progresses with the same stress as in the case of only the microcrystalline grains, and the balance between strength and ductility becomes general.
  • the manufacturing method of the high strength steel plate of this invention can be manufactured by the normal cold-rolled steel plate manufacturing process, ie, each process of slab melting, hot rolling, cold rolling, and annealing.
  • Slab melting is performed with a predetermined component by a normal method.
  • the power to use the hot metal as it is, or the cold iron source such as the scrap in the steel and the intermediate scrap generated in the steel manufacturing process is melted in an electric furnace converter, then oxygen refined, continuous forging or batch Forged in the same way.
  • iron materials such as electrolytic iron and scrap are melted in a heating furnace in a vacuum or in the atmosphere, added with a predetermined alloy element, and then injected into a bowl. The material can be obtained.
  • Hot rolling is the first important process in the method for producing a high-strength steel sheet of the present invention.
  • the crystal structure after hot rolling is a composite structure in which the main phase is flite and the hard second phase is in the range of 10 to 85% in area ratio, and is further measured in the thickness direction. Set the average interval of the hard second phase to 5 ⁇ m or less.
  • the hard second phase referred to here is the hard second phase in the final structure of the high-strength steel sheet of the present invention. And excluding pearlite and cementite, and is at least one of martensite, bainite and retained austenite.
  • cementite or pearlite is a hard second phase, the metal structure of the high-strength steel sheet of the present invention cannot be obtained! / ⁇ .
  • the metal structure of the high-strength steel sheet according to the present invention is such that the nanocrystal grains in the frit phase are 15 to 90% in area ratio.
  • the following treatment is performed. That is, first, the metal structure before cold rolling is made a composite structure of ferrite and hard second phase. Next, a large shear strain is imparted to the soft flight by cold rolling. Finally, this part is made into nanocrystal grains with a grain size of 1.2 m or less by subsequent annealing.
  • the hard second phase (at least one of martensite, bainite, and retained austenite) that existed before cold rolling is deformed by cold rolling, but has a greater shear strain in the ferrite part. Is not granted. For this reason, in the squeezing process after cold rolling, nanocrystal grains are not formed, but the normal static electricity is generated by the nucleation and growth of new ferrite grains with little deformation or the force of changing to ferrite while precipitating cementite. Through the process of mechanical recrystallization, microcrystal grains with micron order crystal grain size are obtained. By such a mechanism, a mixed structure of nanocrystal grains and microcrystal grains can be obtained.
  • the hard second phase has a higher hardness than the matrix ferrite, and the force must be a yarn and weave that changes to a fly after cold rolling and annealing. Don't be.
  • the hard second phase required in the production method of the present invention is a structure having high hardness, mainly composed of ferrite or austenite, but not a single carbide such as cementite.
  • Martensite is a ferrite containing C in supersaturation and has high hardness due to the high dislocation density caused by distortion of the crystal lattice by C.
  • the C content of martensite is about 0.8%, which is the C concentration at the eutectic point of Fe and Fe C in the Fe-C equilibrium diagram.
  • the degree is the largest, and very little compared to cementite represented by the chemical formula of Fe C.
  • martensite is a highly rigid yarn and woven material mainly composed of ferrite, and has a qualification as a hard second phase in the present invention.
  • Bainite is a structure transformed at a temperature slightly higher than the temperature at which martensite begins to form, and is a mixed structure of feather-like or needle-like ferrite and fine cementite.
  • the vanite contains a large amount of dislocations in the ferrite part, although not as much as martensite (Japan Society for Metal Science, lecture, modern metallurgy materials 4 steel materials, p. 35), not only cementite.
  • the ferrite part having a high dislocation density has a high hardness. Therefore, bainite is also qualified as a hard second phase in the present invention, which is a structure having high hardness while mainly including ferrite.
  • bainite is a mixed structure of ferrite and cementite, but the entire structure combining cementite and a ferrite part with high dislocation density can be regarded as a hard second phase. It can be clearly distinguished from cementite which exists as a hard second phase alone in a ferrite matrix having a low dislocation density.
  • retained austenite has the same effect as martensite due to strain-induced transformation due to strain in the rolling process, and also has a structural change in the annealing process after cold rolling. It is the same as martensite. Accordingly, the retained austenite is qualified as the hard second phase in the present invention.
  • the hard second phase is a single cementite or pearlite
  • pearlite is a mixed structure in which flalite and cementite are layered, so that layered cementite functions as a hard second phase. Therefore, the case where the hard second phase is cementite and that of pearlite are essentially the same.
  • the hard second phase is cementite
  • the structure after annealing becomes ferrite and cementite which are nanocrystal grains, and does not become a mixed structure which is a feature of the steel of the present invention. Therefore, the strength increase during high-speed deformation, that is, the static motion difference does not show high characteristics.
  • the cementite portion with a very high C concentration is preferentially transformed to austenite, and in the subsequent cooling process, at least pearlite, martensite, bainite, and retained austenite are used. Transforms into one kind of mixed tissue. For this reason, it becomes a mixed structure of ferrite which is nanocrystalline grains and these transformation structures. It is the same that the high-speed static difference which is a feature of the steel of the present invention is not obtained.
  • the phase other than ferrite may be cementite, but it is important that the ferrite phase is a mixed structure of nanocrystal grains and microcrystal grains.
  • Fig. 2 shows the temperature history of hot rolling.
  • the slab is austenitic, ie A c3
  • finish rolling is performed. Grain growth during rolling is suppressed by setting the temperature of this finish rolling to the austenite region as low as possible immediately above the Ar3 transformation point, that is, within the range where ferrite does not precipitate. After that, it is cooled to the two-phase region of ferrite and austenite to obtain a mixed structure of friet and austenite.
  • the nucleation density of ferrite that nucleates austenite grain boundary forces increases, and the grain size can be made fine. If ferrite is precipitated during rolling, the processed ferrite remains as it is at room temperature, so the effect of precipitating fine ferrite by transformation is reduced.
  • the rapid cooling from the two-phase region means that the critical cooling rate determined by the steel composition, that is, the Ms point (martensitic transformation start temperature) is reached without crossing the nose of pearlite transformation start in the CCT curve. It means cooling at a speed higher than the proper cooling speed.
  • the hard second phase becomes martensite. If the bainite transformation start nose is cooled to below the Ms point, the hard second phase becomes a mixed structure of martensite and bainite. Furthermore, if the cooling is stopped immediately above the Ms point and the temperature is maintained, and then cooled to room temperature, the hard second phase becomes bainite.
  • the hard second phase is not limited to bainite. Contains retained austenite. It is important to avoid pearlite transformation and not to include cementite in the hard second phase other than ferrite.
  • the steel sheet after hot rolling is in a metal structure observed in a cross section parallel to the rolling direction! Therefore, it is preferable that the average interval between the hard second phases determined in the thickness direction is 5 m or less, the reason for which will be described later.
  • the average interval between the hard second phases in the structure after hot rolling is d ( ⁇ m), and after hot rolling (cold
  • the workability index D is (1
  • d is 5 m or less. If d exceeds 5 m, t / t is 0.2 or less, that is, rolling under high pressure exceeding 80% in order to satisfy Eq. (8).
  • the hard second phase interval in the hot-rolled sheet is set to 5 m so that a nanocrystalline structure can be obtained even at a rolling rate of 80% or less, which can be achieved in one rolling.
  • Annealing consists of the process of heating, holding and cooling the material after cold rolling.
  • the relationship between the holding temperature Ts (° C) and the holding time ts (seconds) at Ts is expressed by the following equation (11). It shall be satisfied.
  • FIG. 3 is a graph showing appropriate ranges of the holding temperature and holding time. (-40 X log
  • FIG. 4 is a diagram showing various annealing patterns.
  • patterns 1, 2, and 3 are for CAL (continuous annealing line)
  • pattern 4 is for CGL (melting zinc plating line)
  • pattern 5 is for box annealing.
  • Table 2 shows the figure 4. A list of structures obtained by each annealing pattern shown in FIG.
  • the sintering temperature will be described. If the annealing temperature Ts is set below the Acl transformation point, a composite structure composed of ferrite and cementite can be obtained. If the annealing temperature Ts and the rapid cooling start temperature T are set to the Acl transformation point or higher, ferrite as a matrix
  • It can be a mixed structure composed of at least one of 1 (hard second phase).
  • the transformation structure from austenite means pearlite, manoletite, bainite, and also retained austenite.
  • residual austenite is included in the transformed structure in the sense that it is a structure obtained at room temperature by cooling from austenite, which is actually untransformed.
  • the annealed structure after annealing the transformed structure is an annealed structure of the transformed structure, but as described in the above [0078] to [0083], it is included in any of the transformed structures. Treat as a thing.
  • the Acl transformation point is a force determined by the composition of the raw material and the heating rate, and is between 700 ° C and 850 ° C in the present invention.
  • Cooling can be achieved by using gas, water spray, water / gas mixed spray, water tank quench (WQ) or contact cooling with rolls! This is done.
  • WQ water tank quench
  • Gas is air, nitrogen, hydrogen, a mixed gas of nitrogen and hydrogen, helium, or argon.
  • annealed pattern after cooling five types of patterns shown in Fig. 4 can be applied depending on the configuration of the annealing line.
  • a line with a cooling zone followed by an overaging zone after the annealing zone the cooling is stopped near the prescribed temperature and the pattern is either overaged as it is, or after annealing, it is reheated and overheated.
  • Pattern 2 for aging treatment can be adopted.
  • Pattern 4 corresponds to CGL (hot galvanizing line), but is the same as Noturn 2 except that the end point temperature of cooling is limited to the temperature of the molten zinc bath.
  • the annealing temperature Ts is equal to or lower than the Acl transformation point, the hard second phase obtained is only cementite, and therefore the annealing temperature Ts and the quenching start temperature T are changed to Acl below.
  • cooling is performed at a cooling rate that crosses the bainite transformation nose, and the cooling end temperature is set to If it is below the Ms point, the hard second phase becomes a composite structure consisting of martensite and bainite, and in patterns 1, 2 and 4 with overaging zones, cooling is stopped just above the Ms point and left as it is.
  • over-aged it becomes a hard second phase of bainite or a mixed structure of retained austenite and bainite.
  • retained austenite is formed depends on the stability of austenite during annealing. That is, residual austenite can be obtained by increasing the amount of alloying elements (Si, A1) or by lengthening the overaging treatment time to promote C concentration to austenite and stabilizing austenite.
  • the second phase also includes pearlite.
  • fine carbides may be contained in the ferrite. This is the force that precipitates as cementite in the metastable phase during C-force cooling, which was dissolved in ferrite during annealing.
  • patterns 1 and 2 have the same type of structure, and when the annealing temperature Ts and quenching start temperature T force ⁇ Acl transformation point or higher, the hard second phase is Paly
  • the hard second phase is only cementite.
  • the hard second phase is at least one of pearlite, martensite, and bainite.
  • the annealing temperature Ts is below the Acl transformation point, the hard second phase is only cementite.
  • annealing pattern 4 is an annealing pattern corresponding to CGL (hot galvanizing line).
  • the annealing temperature force is also rapidly cooled, and zinc is adhered to the surface in a molten zinc bath.
  • the zinc plating layer may be alloyed by reheating as shown in the figure, or the reheating may be omitted and the zinc plating layer may not be alloyed.
  • the type of hard second phase obtained is the same as patterns 1 and 2 when reheated, and the same as pattern 3 when not reheated.
  • the annealing pattern 5 is box annealing. After the annealing in the box annealing is completed, if the furnace power is taken out and the coil is forcibly cooled to satisfy the cooling rate condition of 10 ° CZs or higher, the annealing temperature is not limited, but the annealing is usually completed. Later, the furnace power Since it is not released and cooled in the furnace, the cooling rate of 10 ° CZs or more cannot be met, so the annealing temperature must be limited to less than 600 ° C.
  • Repeated roll rolling is an effective method for obtaining a nanocrystalline structure by giving large strain to a plate-like sample.
  • the Journal of Japan Society for Technology of Plasticity shows an example of aluminum.
  • a subgrain structure with a small orientation difference cannot be obtained, and when the rolling roll is not lubricated, nanocrystal grains are obtained.
  • the inventor is low in productivity, has a large load on repeated roll rolling and rolling rolls! /, And even without non-lubricating rolling, shear strain is generated inside the material by ordinary oil lubrication rolling.
  • the structure before rolling should be a composite structure of a soft part and a hard part.
  • the structure before rolling should be a composite structure of a soft part and a hard part.
  • the freight region sandwiched between the hard second phases is restrained by the hard second phase. Shear deformation.
  • shear strain can be introduced in a wide range inside the material.
  • the inventor has made detailed studies, and even if rolling is performed until the hard second phase interval after rolling reaches a constant value, even if the hard second phase interval before rolling is varied, Similarly, we have learned that shear deformation is introduced inside the material.
  • the average interval of the hard second phase in the structure after hot rolling is dm
  • the thickness after hot rolling (before cold rolling) is t
  • FIG. 5 shows an example of a 5000 times SEM photograph of a cross section parallel to the rolling direction of a steel sheet which has been subjected to a series of steps up to cold rolling according to the production method of the present invention. It turns out that the ferrite part that appears black sandwiched between the hard second phase (martensite) that appears white is shearing deformed. As a result, a large shear strain can be imparted to the inside of the steel plate even in normal rolling, and a nanocrystalline structure can be obtained by subsequent annealing.
  • Phase 2 I Ferrite Static Static Static Dynamic Static Absorption Component Main Phase Phase Phase 2 Average Standard s Nano Average Average TS Elongation 3-5% Difference Enerki '-Symbol Area Ratio Deviation / A (ave) Particle size Particle size / ds deformation EI deformation ⁇ ⁇
  • cementite is contained as the hard second phase, and the rest is nanocrystals. It can be seen that this is a mixed structure composed of grains and microcrystalline grains. Further, in FIG. 9, it can be seen that the hard second phase contains cementite and martensite, and the rest is a mixed structure composed of nanocrystal grains and microcrystal grains.
  • each steel sheet exhibits excellent material properties, and in particular, it can be seen that the difference in static motion is large (generally 170 MPa or more). For this reason, the steel sheet of each invention example can be compatible with high and high-speed deformation strength and impact energy absorption performance, high and workability, and can be used for automobile bodies and the like.
  • Comparative Examples 3 to 26 it can be seen that the difference in static motion is small (generally less than 170 MPa) for each steel sheet. For this reason, the steel sheets of these comparative examples cannot satisfy both high-speed deformation strength and impact energy absorption performance, and high strength, and are therefore preferably used for automobile bodies. Absent. In Comparative Examples 1 and 2, although a static difference of 17 OMPa or more was obtained, the rolling rate in the cold rolling was extremely high! Not preferable.
  • the galvanized steel sheet or the alloyed hot-dip galvanized steel sheet can be obtained by actually attaching the galvanized steel during annealing.
  • the galvanized steel sheet or the alloyed hot-dip galvanized steel sheet can be obtained by actually attaching the galvanized steel during annealing.
  • the surface is plated with an electroplating line to obtain an electrogalvanized steel sheet or an alloyed (Ni—Zn) electrogalvanized steel sheet.
  • organic film treatment can be applied.
  • FIG. 11 is a graph showing the relationship between the static difference of the mean stress with a strain of 3 to 5% and the area ratio of the nanocrystal grains. According to the figure, it was found that the static difference became large when the area ratio was in the range of 15 to 90%, and the grounds for limiting the numerical values defined in claim 1 of the present invention were confirmed.
  • FIG. 11 also includes data on general sales materials. Table 7 shows the material properties of these sales materials.
  • each of the sales materials 1 to 6 has a smaller difference in static motion. Therefore, it is confirmed that the steel sheets of each invention example have both high-speed deformation strength and impact energy absorption performance and workability at a remarkably high level as compared with conventional sales materials. It was.
  • Fig. 12 is a graph showing the relationship between the static difference in the average stress with a strain of 3 to 5% and the static tensile strength (static TS). According to the figure, it can be seen that each invention example has higher absorption energy than the other examples.
  • FIG. 13 is a graph showing the relationship between absorbed energy up to 5% strain and static tensile strength (static TS). According to the figure, each example of the invention has half the amount of energy absorbed compared to the other examples, and the static TS with a higher absorption energy is about 200 MPa higher than the comparative example.
  • the tensile strength greatly increases at the time of impact deformation after componentization while having press formability equivalent to that of a steel plate with a tensile strength of 600 MPa class, so that the tensile strength is as high as 8 OOMPa class. It is possible to provide a high-strength steel sheet having an impact energy absorbing ability. Therefore, the present invention is promising in that it can be applied to a vehicle body for automobiles having both high speed deformation strength and impact energy absorption performance and high workability as required characteristics.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

　合金元素添加量を抑制してフェライト結晶粒の微細化により強度を上昇させ、しかも同時にプレス成形時に重要となる強度と延性とのバランスに優れ、静動差が１７０ＭＰａ以上である、ナノ結晶粒（結晶粒径が１．２μｍ以下）を含む高強度鋼板を提供する。フェライト相と上記フェライト相中に分散する硬質第２相とからなる金属組織を呈し、前記金属組織に占める硬質第２相の面積率が３～３０％であり、前記フェライト相中に占める、結晶粒径が１．２μｍ以下のナノ結晶粒の面積率が１５～９０％であり、結晶粒径が１．２μｍ以下のナノ結晶粒の平均粒径ｄＳと結晶粒径が１．２μｍを超えるミクロ結晶粒の平均粒径ｄＬとが式（ｄＬ／ｄＳ≧３）を満たすことを特徴とする高強度鋼板。

Description

明 細 書
高強度鋼板及びその製造方法
技術分野
[0001] 本発明は、高強度鋼板及びその製造方法に係り、特に、高い高速変形強度及び 衝撃エネルギー吸収性能と、高 、加工性とを両立させた自動車用の高強度鋼板の 製造技術に関する。
背景技術
[0002] 高強度鋼板は、自動車のボディ等に使用される力 このような鋼板に関する技術と しては、以下のようなものが開示されている。即ち、成分を限定した鋼を体積分率で 3 %以上の残留オーステナイトを含む複合組織とし、少なくとも 1Z2板厚における板面 の { 100}〈011〉〜{223}〈110〉方位群の 線ランダム強化比の平均値が3. 0以上 でかつ 54}〈225〉、 { 111 }〈112〉及び { 111 }〈110〉の 3つの結晶方位の X線ラン ダム強化比の平均値が 3. 5以下、さらに圧延方向の r値及び圧延方向と直角方向の r値のうち少なくとも 1つが 0. 7以下である加工時の形状凍結性と衝撃エネルギー吸 収能に優れた高加工性高強度鋼板が開示されている (特許文献 1参照)。
[0003] また、質量0 /0で、 C : 0. 05〜0. 20%、 Si: 2. 0%以下、 Mn: 0. 3〜3. 0%、 P : 0.
1%以下、 A1: 0. 1%以下を含み、残部 Fe及び不可避的不純物からなり、マルテン サイト相と残部が実質的にフェライト相からなる 2相組織鋼板であり、マルテンサイト相 の体積率が 5〜30%で、マルテンサイト相の硬さ Hv(M)とフェライト相の硬さ Hv(F) の比 Hv(M) ZHv(F)が 3. 0〜4. 5である高強度鋼板が開示されている（特許文献 2参照)。
[0004] さらに、表面を清浄化した複数の金属板を積層し、その先端部を接合する工程と、 先端部を接合された積層板を、再結晶温度未満で回復が起こる温度域に加熱する 工程と、再結晶温度未満で回復が起こる温度域に加熱された積層板を、所定の板厚 まで圧延して接合する工程と、接合圧延された積層板を長手方向に所定の長さに切 断して、複数の金属板となし、これらの表面を清浄ィ匕する工程とを複数サイクル繰り 返し行うことにより、金属板の平均結晶粒径を 1 μ m以下に微細化する超微細組織高 強度金属板の製造方法が開示されて!、る (特許文献 3参照)。
[0005] 力！]えて、普通低炭素鋼又は 0. 01%以下でマルテンサイト変態促進に有効な量の Bを添加した普通低炭素鋼を加工 '熱処理し、オーステナイト結晶粒を粗大化させた 後に水冷することにより得られたマルテンサイト相が 90%以上の鋼材を低ひずみカロ ェ、具体的には全圧下率が 20%以上高々 80未満の冷間圧延と 500°C以上 600°C 以下の低温焼鈍により平均結晶粒径を 1. 0 m以下の超微細結晶粒フェライト組織 とすることによって得られた引張強度が 800MPa以上であり、均一伸びが 5%以上、 破断伸びが 20%以上の高強度 ·高延性低炭素鋼材が開示されている (特許文献 4 参照)。
[0006] 特許文献 1：特開 2002— 97545号公報 (特許請求の範囲）
特許文献 2：特開平 10— 147838号公報 (特許請求の範囲）
特許文献 3：特開 2000 - 73152号公報 (特許請求の範囲）
特許文献 4：特開 2002— 285278号公報 (特許請求の範囲）
発明の開示
発明が解決しょうとする課題
[0007] 一般に、自動車の衝突時に乗員を保護するためには、車体に使用される鋼板の強 度を高めて、衝撃エネルギー吸収能を向上させることが効果的である。しかしながら 、鋼板の強度を単に高めるとカ卩工性が低下してプレス成形が困難になる。このため、 プレス成形時に相当する静的変形時の応力と、衝突時に相当する動的変形時の応 力との差である、いわゆる静動差を高めて、プレス成形性と衝撃エネルギー吸収能と を両立させることが一般的である。
[0008] 即ち、上記特許文献 1には、静動差の高い鋼板として、フ ライトと残留オーステナ イトとの複合組織を呈する鋼板が提案されており、この技術によれば、特許文献 1 (1 3頁、表 2)に示されているように、例えば、静的変形時の応力が 784MPaで静動差 力 Sl27MPaの鋼板が得られる。し力しながら、この静動差は軟鋼板のものと比較する と低い。従来、静的変形時の応力が 500MPaを超える高強度鋼板に、軟鋼板に相 当する 170MPa以上の静動差を付与することは不可能であった。
[0009] その理由について、以下に説明する。軟鋼板を原料として、従来の方法、即ち固溶 強化、析出強化、複合組織強化及び焼入れ強化等によって強度を高めるには、多 量の合金元素の添カ卩が必要である。このため、このような一連の手法を施した場合に は、フェライトの純度が低下する。ここで、フェライトの静動差は、転位の移動時に乗り 超えるべきポテンシャルの高さのうち、原子の熱振動に助けられる部分である熱的成 分によって決定される。熱的成分が大きければ、変形応力の歪速度依存性も大きく なるが、フェライトの純度が低いと熱的成分が低下するため、結果として変形応力の 歪み速度依存性も小さくなる。従って、従来手法で鋼の強度を高める場合には、静 動差の低下は避けられな力つた。
[0010] また、上記特許文献 2では、フ ライトとマルテンサイトとの複合組織鋼にお!、て固 溶 C量を制御することにより、塗装焼付け相当の処理（2%予歪み及び 170°C X 20 分の熱処理)を施すことで、強度を高めることができるとされている。し力しながら、こ の方法では、歪みの入らない部位の強度は変わらないため、プレス工程の簡略ィ匕に より絞り成形力も曲げ成形へ変更した場合には、強度向上効果が得難くなる。さらに 、近年では塗装焼付けの低温ィ匕及び短時間化が進んでいるため、期待どおりの上 記効果を得難い。従って、塗装焼付け処理を考慮しなくても、優れた衝撃吸収エネ ルギ一の得られる鋼板の開発が要請されていた。
[0011] このような事情の下、発明者は、上述したような従来手法に依存しない鋼の高強度 化手法として、フェライト結晶粒の微細化に着目してきた。即ち、この方法は、合金元 素添加ではなく結晶粒界の面積を増大することにより、合金元素添加を極力抑え、フ エライトの純度を高く維持したまま結晶粒の微細化によって強度を高める方法である 。この方法のメカニズムの骨子は、パイエルスポテンシャルにおける 1回のジャンプで 必要な移動距離が、結晶粒の大小に依存しないことから、変形応力の歪速度依存性 も結晶粒の大きさに依存しないとの理由による。
[0012] ここで、結晶粒径と強度との関係は、ホール 'ベッチの式が周知であり、変形強度は 結晶粒径の— 1Z2乗に比例する。この式によれば、結晶粒径が 1 mより小さくなる と急激に強度を上昇させることができ、例えば、結晶粒径が 10 mの場合と 1 μ mの 場合とを比較すると、強度は 3倍以上になる。
[0013] ところで、プレス成型が可能な鋼板に関し、フェライト結晶粒径を 1 μ mよりも小さい ナノメートルのオーダーまで微細化する方法としては、上記特許文献 3に開示された ものが挙げられる。この方法では、繰り返し重ね圧延を 7サイクル行うと、結晶粒径が ナノメートルのオーダーの超微細組織となり、引張強度も原料である IF鋼の 3. 1倍（ 870MPa)に達する。しかしながら、この方法には 2つの欠点がある。
[0014] 第 1の欠点は、結晶粒径 1 μ m以下の超微細結晶粒 (以下、「ナノ結晶粒」と称する )のみの組織では、材料の延性が極端に低いことである。この理由は、当該特許文献 の発明者らによる論文、例えば「鉄と鋼」（日本鉄鋼協会、第 88卷第 7号 (2002年) 3 65頁、図 6 (b) )に記載されている。即ち、フェライト結晶粒径が 1. より小さくな ると急激に全伸びが低下し、同時に均一伸びもほぼ 0にまで低下する。このような組 織はプレス力卩ェ用鋼板には不適である。
[0015] 第 2の欠点は、工業的プロセスにおいて繰り返し重ね圧延を行う場合に、生産性を 害し、生産コストの大幅な上昇を招くことである。結晶粒の超微細化のためには、大き な歪みを付与することが必要であり、例えば、 5サイクルの重ね圧延によって、圧延率 換算で 97%もの歪みを与えることで、初めて結晶粒の超微細化が可能である。なお 、この超微細化を通常の冷間圧延で行うためには、例えば厚さ 32mmから lmmまで 圧延する必要があり、現実的に実施できない。
[0016] 本発明は、上記種々の事情に鑑みてなされたものであり、合金元素添加量を抑制 してフェライト結晶粒の微細化により強度を上昇させ、し力も同時にプレス成形時に 重要となる強度と延性とのバランスに優れ、静動差が 170MPa以上である高強度鋼 板及びその製造方法を提供することを目的として!ヽる。
課題を解決するための手段
[0017] 発明者は、合金元素添加量を抑制してフェライト結晶粒の微細化により強度を上昇 させ、し力も同時にプレス成形時に重要となる強度と延性とのバランスに優れ、静動 差が 170MPa以上である高強度鋼板について鋭意研究を重ねた。その結果、鋼板 の組織を、結晶粒径が 1. 2 /z m以下のフェライト（以下、本願においては、単に「ナノ 結晶粒」と称する）の単独組織ではなぐナノ結晶粒と結晶粒径が 1. 2 μ mを超える フェライト（以下、本願においては、単に「ミクロ結晶粒」と称する）との混合組織とする ことを前提に、鋼板中に含まれる硬質第 2相の比率の適正化、及び硬質第 2相を除 いた部分の組織の適正化により、静的変形時にはナノ結晶粒の影響を抑制して低強 度でありながら、動的変形時にはナノ結晶粒の影響を発揮することのできる高強度鋼 板を得ることができるとの知見を得た。なお、本発明の技術分野においては、一般に
、ナノ結晶粒とは、結晶粒径が 1. 0 m以下の結晶粒をいい、また、ミクロ結晶粒と は、結晶粒径が 1. 0 mを超える結晶粒をいうが、本願では、上記したように、ナノ結 晶粒とミクロ結晶粒との間における、結晶粒径の臨界値を 1. と定義する。
[0018] 即ち、本発明の高強度鋼板は、フ ライト相と上記フ ライト相中に分散する硬質第 2相とからなる金属組織を呈し、上記金属組織に占める硬質第 2相の面積率が 3〜3 0%であり、上記フェライト相中に占めるナノ結晶粒の面積率が 15〜90%であり、上 記フェライト相中にお 、て、ナノ結晶粒の平均粒径 dSとミクロ結晶粒の平均粒径 dLと が下記（1)式を満たすことを特徴として 、る。
[数 1]
dL/dS≥3
[0019] このような高強度鋼板においては、鋼板の圧延方向に平行な断面において、 3 /z m 四方の正方形格子を任意に 9個以上取り出した場合に、各格子での硬質第 2相の面 積率を Ai (i= l, 2, 3,…；)とするとき、 Aiの平均値 A (ave)と標準偏差 sとが下記（2) 式を満たすことが望ましい。
[数 2]
s/A(ave)≤0. 6 · '· (2)
[0020] また、このような高強度鋼板においては、 Cを含有するとともに、 Si、 Mn、 Cr、 Mo、 Ni及び Bのうちの少なくとも 1種を含有し、 C (全 C量力も Nb、 Tiと結合している C量を 減じた固溶炭素量)が、下記 (3)式を前提に、下記 (4)式〜 (6)式を満たすことが望 ましい。なお、（3)式中、各添加元素には、その添加元素の構成比率 (質量％)を代 入するものとする。
[数 3]
F (Q) =0. 65Si+ 3. lMn+ 2Cr+ 2. 3Mo
+ 0. 3ΝΪ+ 2000Β - -- (3)
F (Q)≥-40C + 6 - -- (4) F (Q)≥25C-2.5 ---(5)
0.02≤C≤0.3 ---(6)
[0021] さらに、このような高強度鋼板においては、含有成分が、下記（7)式、（8)式を前提 に、下記（9)式を満たすことが望ましい。なお、（7)式、（8)式中、各添加元素には、 その添加元素の構成比率 (質量％)を代入するものとする。
画
F (S)=112Si+98Mn+218P + 317Al+9Cr+56Mo
2
+ 8ΝΪ+1417Β ---(7)
F (P) = 500 X Nb + 1000 X Ti ---(8)
3
F (S)+F (P)≤360 … (9)
2 3
[0022] 力！]えて、このような高強度鋼板においては、質量％で、 Nb:0.72%以下及び Ti:0 .36%以下のうちの少なくとも 1種を含有することや、質量％で、 P:2%以下及び A1: 18%以下のうちの少なくとも 1種を含有することが望ましぐ質量％で、 Si: 5%以下、 Mn:3.5%以下、 Cr:l.5%以下、 Mo:0.7%以下、 Ni: 10%以下及び B:0.003 %以下であることが極めて望ま U、。
[0023] また、発明者は、上記高強度鋼板を好適に製造する方法についても鋭意研究を重 ねた。その結果、通常の冷間圧延で結晶粒の超微細化を達成すベぐ圧延前の結 晶組織を軟質なフェライトと硬質第 2相との複合組織とするとともに、硬質第 2相の間 隔に応じた所望な圧延率により冷間圧延を施し、さらに結晶粒成長を抑制できる温 度、時間で焼鈍することにより、上記のミクロ結晶粒とナノ結晶粒との混合組織の高強 度鋼板が得られるとの知見を得た。
[0024] 即ち、本発明の高強度鋼板の製造方法は、金属組織がフェライト相と硬質第 2相と からなる熱間圧延鋼板に、加工度指数 Dが下記（10)式を満たす冷間圧延を行！、、 その後下記（11)式を満たす焼鈍を行うことを特徴として ヽる。
[数 5]
D = dXt/t≤1 ---(10)
0
(d:硬質第 2相の平均間隔 m)、 t:冷間圧延後の板厚、 t：熱間圧延後冷間圧延
0
前の板厚） 680< -40 X log (ts) +Ts< 770
(ts：保持時間 (秒)、 Ts：保持温度 (°C)、 log (ts)は tsの常用対数）
[0025] このような高強度鋼板にぉ 、ては、上記熱間圧延鋼板の板厚方向にぉ 、て、硬質 第 2相の平均間隔が 5 μ m以下であることが望ましい。
発明の効果
[0026] 本発明によれば、ナノ結晶粒とミクロ結晶粒との混合組織の鋼板中に含まれる硬質 第 2相の比率の適正化、及び硬質第 2相を除いた部分の組織の適正化により、静的 変形時にはナノ結晶粒の影響を抑制して低強度でありながら、動的変形時にはナノ 結晶粒の影響を発揮することのできる高強度鋼板を得ることができる。
[0027] また、本発明によれば、圧延前の結晶組織を軟質なフェライトと硬質第 2相との複合 組織とするとともに、硬質第 2相の間隔に応じた必要圧延率により冷間圧延を施し、さ らに結晶粒成長の生じない温度域で焼鈍することにより、上記のミクロ結晶粒とナノ 結晶粒とからなる混合組織の高強度鋼板を製造することができる。このようにして得ら れた本発明の高強度鋼板は、合金元素添加量を抑制してフ ライト結晶粒の微細化 により強度を上昇させたものであり、し力もプレス成形時に重要となる強度と延性との バランスに優れ、静動差が 170MPa以上のものである。
図面の簡単な説明
[0028] [図 1]熱間圧延板における硬質第 2相どうしの間隔の測定方法を示す模式図である。
[図 2]熱間圧延の熱履歴を示す図である。
[図 3]焼鈍時の保持温度と保持時間との関係を示すグラフである。
[図 4]5つの焼鈍パターンにおける熱履歴を示す図である。
[図 5]本発明の高強度鋼板の冷間圧延後の組織を示す SEM写真である。
[図 6]ナノ結晶粒が 88%の結晶組織を示す SEM写真である。
[図 7]ナノ結晶粒が 79%の結晶組織を示す SEM写真である。
[図 8]ナノ結晶粒が 39%の結晶組織を示す SEM写真である。
[図 9]ナノ結晶粒が 15%の結晶組織を示す SEM写真である。
[図 10]高速引張試験に使用した試験片の形状を示す図である。
[図 11]3〜5%の平均応力の静動差とナノ結晶粒の面積率との関係を示すグラフであ る。
[図 12]歪み 3〜5%の平均応力の静動差と静的引張強度 (静的 TS)との関係を示す グラフである。
[図 13]歪み 5%までの動的吸収エネルギーと静的引張強度 (静的 TS)との関係を示 すグラフである。
発明を実施するための最良の形態
[0029] 以下に、本発明の好適な実施形態を図面を参照して説明する。まず、本発明の高 強度鋼板における、種々の設定式の規定理由について述べる。なお、以下に示す 各元素の含有量は、全て質量％であるが、便宜上、単に％と記載する。
[0030] 本発明の高強度鋼板の原料としては炭素鋼を用いるが、後述するように、全 C量か ら Ti, Nbと結合している Cを減じた固溶炭素量が 0.02-0.3%となるように調整す る必要がある。この炭素鋼に、焼入れ性向上及び固溶強化による鋼の強度向上を目 的として、第 1元素群： Si、 Mn、 Cr、 Mo、 Ni及び Bのうちの少なくとも 1種を含有させ る。また、結晶粒の微細化及び析出強化による鋼の強度向上を目的として、第 2元素 群: Nb及び Tiのうちの少なくとも 1種を必要に応じて含有させる。さらに、固溶強化に よる鋼の強度向上を目的として、第 3元素群: P及び A1のうちの少なくとも 1種を必要 に応じて含有させる。
[0031] カロえて、得られる鋼が下記（3)式、（7)式、（8)式を前提に、下記 (4)式〜（6)式、 及び（9)式を全て満足するものとする。但し、下記の式中の元素記号は、その元素の 構成比率 (質量％)を表し、例えば、「Cr」とは、 Crの構成比率 (質量％)を意味する。
[0032] [数 6]
F (Q)=0.65Si+3. lMn+2Cr+2.3Mo
+ 0.3ΝΪ+2000Β ---(3)
F (Q)≥-40C + 6 ---(4)
F (Q)≥25C-2.5 ---(5)
0.02≤C≤0.3 ---(6)
F (S)=112Si+98Mn+218P + 317Al+9Cr+56Mo
2
+ 8ΝΪ+1417Β ---(7) F (P) = 500 X Nb + 1000 X Ti - -- (8)
3
F (S) +F (P)≤360 … (9)
2 3
[0033] ここで、これらの式中の記号の意味及び各式の規定理由を説明する。
< (3)式〜（5)式の規定理由 >
F (Q)は、鋼の焼入れ性を表す指数であり、（3)式に示すように定められ、各添カロ 元素の構成比率 (質量％)力 計算するものである。
[0034] 後述するように、本発明の高強度鋼板の製造方法においては、冷間圧延前の金属 組織を軟質なフェライトと硬質第 2相（マルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイト のうちの少なくとも 1種）との複合組織とすることが重要である。これらの組織は、熱間 圧延後にフ ライトとオーステナイトとからなる 2相域力も急冷する方法、熱間圧延後 に室温までー且冷却してそのまま加熱する方法、又は熱間圧延後に一且冷間圧延 してから加熱してフェライトとオーステナイトとからなる 2相域で保持して力も急冷する 方法により得られる。しかしながら、これらの組織を得るにあたっては、 2つの問題が ある。
[0035] 1点目は、 C量が少な 、と焼入れ性が低 、ために、硬質第 2相を得難 、ことである。
その対策として、焼入れ性向上元素である上記第 1元素群を添加して、硬質第 2相を 得易くする必要がある。但し、必要な焼入れ性は C量に反比例するので、 C量が多け れば焼入れ性向上元素の添加量は少なくて済む。上記式 (4)は、この関係を示すも のである。上記 (4)式に従い、必要な量の焼入れ性向上元素を添加する。なお、ここ でいう C量 (C)とは、後述して詳説するが、全 C量力 Nb、 Tiと結合している C量を減 じた固溶炭素量を示す。
[0036] 2点目は、 C量が多 、場合に、フェライトとオーステナイトとからなる 2相域からの冷 却中にパーライト変態が生じ易くなり、必要な硬質第 2相を得難くなることである。これ を回避するためにも、第 1元素群の添加が有効である。即ち、焼入れ性向上元素の 添刀 Uにより、連続冷却変態線図 (Continuous cooling transformation diagra m:以下、単に「CCT曲線」と称する）におけるパーライト変態開始のノーズが長時間 側に移動する。このため、パーライトの出現を回避し、フェライトと硬質第 2相との複合 組織とすることができる。 Cが多い場合には、パーライト変態が生じ易くなるため、多く の焼入れ性向上元素を必要とする。上記（5)式は、この関係を示すものである。上記 (5)式に従い、必要な量の焼入れ性向上元素を添加する。なお、ここでいう C量も、 上記した Cである。
[0037] < Cの説明及び（6)式の規定理由 >
Cとは、全 C量から、第 2群元素 (Nb、 Ti)と結合している Cを減じた、固溶炭素量を 意味し、下記（12)式で計算される値である。なお、（12)式中、それぞれ添加元素に は、その添加元素の構成比率 (質量％)が代入されるものとする。
[0038] [数 7]
C =全 C量—（12Z92. 9 X Nb + 12/47. 9 XTi) - -- (12)
[0039] (12)式中の係数 92. 9及び 47. 9は、それぞれ Nb又は Tiの原子量であり、 (12/ 92. 9 X Nb+ 12/47. 9 XTi)とは、 Nb又は Tiと結合して炭化物となっているじ量（ 質量％)を示す。従って、全 C量力も Nb又は Tiと結合して炭化物となっている C量を 減じたもの力 固溶 Cである。
[0040] 次に、（6)式は、固溶 Cの上限値及び下限値を規定しており、その理由は、冷間圧 延前の金属組織を所望の範囲で生成させるためである。ここで、下限値を 0. 02%と したのは、 Cが 0. 02%未満の場合は、焼入れ性向上元素を添加しても硬質第 2相が 生成せず、フェライト単相となるからである。フェライト単相では、前述の繰り返し重ね 圧延等の、特殊な方法を用いない限り、鋼の結晶粒径を 1 μ mよりも小さいナノメート ルのオーダーまで微細化することができな 、。
[0041] また、上限値を 0. 3%としたのは、 0. 3%を超える場合は、目的のフェライトと硬質 第 2相との複合組織を得られなくなるためである。 Cが 0. 3%を超えると、焼入れ性向 上元素を添加しても、 CCT曲線におけるパーライト変態ノーズが短時間側にとどまる 。これにより、フェライトとオーステナイトとからなる 2相域からの急冷時に、いかなる冷 却速度においてもパーライト変態ノーズを横切るようになり、冷間圧延前の金属糸且織 はフェライトとパーライトとからなる複合組織となる。
[0042] ここで、パーライトは、 Cと Feとの化合物であるセメンタイトと、フェライトの層状組織 であり、セメンタイトは変形に対して非常に脆ぐ冷間圧延時のエネルギーがセメンタ イトの破断に消費される。このため、鋼の組織にパーライトが含まれている場合には、 本発明の製造方法の特徴である、軟質フェライト相に大きな歪みを与えることができ ない。従って、焼入れ性向上元素の添カ卩によってパーライト変態を回避できる上限値 の Cは、 0. 03%とした。
[0043] < (7)式〜（9)式の規定理由 >
F (S)は、第 1元素群及び第 3元素群の固溶強化作用により、高強度鋼板が強化
2
される量を、 MPa単位で表したものであり、（7)式に従い添加元素の質量％から計算 する。（7)式のそれぞれの元素に乗じられている係数は、下記の考え方に基づいて 下記（13)式力 算出したものである。
[0044] [数 8]
各元素の係数 = I r (X) -r (Fe) | /τ (Fe) X M (Fe) /M (X) X 1000 "' (13) ここで、 r (X)は、当該元素の原子半径、 r (Fe)は鉄の原子半径、 M (X)は当該元 素の原子量、及び M (Fe)は鉄の原子量である。
[0045] (13)式の意味するところは以下のとおりである。即ち、ある添加元素の原子半径と 鉄の原子半径との差を鉄の原子半径で除したもの力 その元素 1個あたりの固溶強 化量に比例する。これに、当該元素の質量％ぁたりに換算するために、鉄の原子量 と当該元素の原子量との比を乗じ、さらに単位を MPaに換算するために 1000を乗じ た。表 1に、用いた各元素の物理定数と、それにより計算した（13)式の係数を示す。
[0046] [表 1]
Figure imgf000013_0001
[0047] 次に、 F (P)は、上記第 2元素群が鋼中の Cと炭化物を形成して析出強化により鋼
3
が強化される際の、その強化量を示す指数であり、上記 (8)式に示すように定められ る。
[0048] (8)式の意味するところは、以下のとおりである。即ち、 Nb及び Tiは、鋼中での炭 化物形成能が高ぐ例えば 800°Cでの鋼中の Nbと Cとの溶解度積、 Tiと Cとの溶解 度積 (質量％) 2は、ともに 10の— 5乗のオーダーである。炭素鋼中において、 Ti及 び Nbは、固溶体としてほとんど存在できず、 Cと 1対 1で結合した炭化物、即ち NbC 又は TiCとして存在する。従って、添カ卩した Nb及び Tiの添カ卩量に比例した析出強化 量が期待できる。なお、いうまでもなぐこれは、 Nb又は Tiと結合していない Cが残存 している場合であり、全ての Cが Nb又は Tiと結合している状態でさらに Nb又は Tiを 添加しても、期待どおりの析出量は得られない。また、析出物の大きさにより析出強 化量は変化する。
[0049] 一般に、析出物が粗大化すると析出強化能は低下する。本発明の高強度鋼板で は、後述するように、冷間圧延後の焼鈍時に、 Nb又は Tiの炭化物が成長し易い 700 °C以上の温度域で長時間保持することは考慮していない。このため、 Nb又は Tiの炭 化物は均一微細に分散し、これら元素の添加量のみにより析出強化量が定まる。上 記（8)式はこのことを示すものである。
[0050] ここで、（8)式中の係数 500及び 1000は、それぞれ Nb又は Tiの 1質量％ぁたりの 析出強化量を表す定数で、実験により得た数値である。 Nb及び Tiの析出強化量を 合計したものが、 F (P)、即ち全析出強化量である。
3
[0051] このような知見の下、（9)式は、固溶強化と析出強化とによるフ ライトの強化量の 合計を、 360MPa以下にすべきことを示している。これは、鋼板の強化量が高すぎる と、本発明の特徴である、高い静動差 (動的強度と静的強度と差)が発現しなくなるた めである。前述のように、多量の合金元素を添加してフェライトを大きく強化すると、同 時にフェライト純度が低下し、フェライトの変形応力の歪み速度依存性が小さくなる。 本発明の高強度鋼板の金属組織では、フェライトの純度が所定以上の場合には従 来鋼よりも高い静動差が得られるものの、フェライトの純度が低すぎると高い静動差が 発現しなくなる。
[0052] 発明者は、高い静動差を発現するため、必要なフェライトの純度を定量ィ匕すること を試みた。その結果、各添加元素がフェライトの静動差に及ぼす悪影響度は、単位 添加量 (質量％)あたりのフ ライト強化量（固溶強化、析出強化）に比例することを実 験的につきとめた。その結果をもとに、鋭意研究したところ、高い静動差を発現できる フェライト強化量の上限値が 360MPaであることが判明した。上記（9)式は、これを 数値ィ匕したものである。 [0053] <各化学成分の限定理由 >
次に、本発明の高強度鋼板における、各化学成分の限定理由について述べる。な お、以下に示す各元素の含有量についても、単位は全て質量％である力 便宜上、 単に％と記載する。また、 Cについては、（6)式で個別に限定し、その他の元素につ いては、ほとんどの場合に (4)式， (5)式によって下限値が、 (9)式， (14)式, (15) 式によって上限値が個別に限定されるが、さらに、個別に上限値を設定する。
[数 9]
Cr≤l. 5 - -- (14)
Mo≤0. 7 - -- (15)
[0054] < C：固溶 Cで 0. 02〜0. 3% >
Cの添カ卩により、フェライトとオーステナイトとからなる混合組織を高温で生じさせるこ とができ、この混合組織の急冷によりマルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイト の硬質第 2相を形成することができる。このため、 Cは本発明では最も重要な元素で ある。
[0055] 本発明の高強度鋼板では、 Nb及び Tiを添カ卩してもよいので、その場合に炭化物と して析出する Cを除いた固溶 Cが、上記（6)式を満足するように、 Cの添加量を調整 する。固溶 Cが 0. 02%未満であると、冷間圧延前の金属組織がフ ライトとなり、固 溶 Cが 0. 3%を超えると、金属組織はフェライトとパーライトとからなる複合組織となり 、ともに本発明の高強度鋼板の製造方法には適さなくなる。
[0056] <第 1元素群： Si, Mn, Cr, Mo, Ni, B>
これらの元素は、鋼の焼入性向上と固溶強化による鋼の強度向上とを目的として添 加する。添加量は、上記 (4)式、（5)式、（9)式、（14)式及び（15)式を満たすように 調整する。以下に、各元素の添加量の上限値及び下限値の限定理由を説明する。
[0057] < Si: 0. 2〜5% >
Si添加量が 0. 2%未満の場合は、焼入性向上の効果が明瞭に現れない。このた め、下限値は 0. 2%とする。また、 Si添カ卩量が 5%を超えると、 Siが Feと結合して、結 晶構造が D03型又は B2型の金属間化合物である Fe Siが現れ、鋼の延性を低下さ
3
せる。このため、上限値は 5%とする。 [0058] < Mn: 0. 1〜3. 5% >
Mn添加量が 0. 1%未満の場合は、焼入性向上の効果が明瞭に現れない。このた め、下限値は 0. 1%とする。また、 Mn添加量が 3. 5%を超えると、室温においても、 フェライトにカ卩えてオーステナイトが安定相として存在する。オーステナイトは強度が 低ぐ鋼全体の強度を低下させるため好ましくない。このため、上限値は 3. 5%とする
[0059] く Cr: 0.1〜l. 5% >
Cr添加量が 0. 1%未満の場合は、焼入性向上の効果が明瞭に現れない。このた め、下限値は 0. 1%とする。また、 Cr添カ卩量が 1. 5%を超えると、鋼中の Cと とが 結合して炭化物になるため、添加量に見合った固溶 Crが得られず、焼入性向上も望 めない。このため、上限値は、 Crが固溶状態で存在できる 1. 5%とする。
[0060] < Mo : 0. 1〜0. 7% >
Mo添加量が 0. 1%未満の場合は、焼入性向上の効果が明瞭に現れない。このた め、下限値は 0. 1%とする。また、 Mo添加量が 0. 7%を超えると、鋼中の Cと Moと が結合して炭化物になるため、添加量に見合った固溶 Moが得られず、焼入性向上 も望めない。このため、上限値は、 Moが固溶状態で存在できる 0. 7%とする。
[0061] <Ni: 0. 2〜10% >
Ni添加量が 0. 2%未満の場合は、焼入性向上の効果が明瞭に現れない。このた め、下限値は 0. 2%とする。また、 Ni添カ卩量が 10%を超えると、室温においても、フ エライトに加えてオーステナイトが安定相として存在する。オーステナイトは強度が低 ぐ鋼全体の強度を低下させるため好ましくない。このため、上限値は 10%とする。
[0062] < B : 0. 0005〜0. 003% >
B添加量が 0. 0005%未満の場合は、焼入性向上の効果が明瞭に現れない。この ため、下限は 0. 05%とする。また、フェライトへの Bの固溶限自体は非常に小さぐ B は添加量が少ない場合は主に鋼の結晶粒界に偏祈して存在すると考えられるが、 B 添加量が 0. 003%を超えると粒界だけでは Bの存在サイトとしては不十分になり、金 属間化合物である Fe Bが現れて鋼の延性を低下させる。このため、上限値は 0. 00
2
3%とする。 [0063] <第 2元素群： Nb, Ti>
これらの元素は、結晶粒の微細化及び析出強化による鋼の強度向上を目的として 、必要に応じて添加することができる。以下、各元素の添加量の上限値及び下限値 の限定理由を説明する。
[0064] <Nb : 0. 01〜0. 72% >
Nb添加量が 0. 01%未満の場合は、微細化及び析出強化の効果が明瞭に現れな い。このため、下限値は 0. 01%とする。また、上記（8)式から明らかなように、 Nb添 加量が 0. 72%を超えると、 NbCによる析出強化量だけで 360MPaとなり、上記（9) 式を満足しないため、 Nbの上限値は 0. 72%に限定される。
[0065] <Ti: 0. 01〜0. 36% >
Ti添加量が 0. 01%未満の場合は、微細化及び析出強化の効果が明瞭に現れな い。このため、下限値は 0. 01%とする。また、上記（8)式から明らかなように、 Ti添加 量が 0. 36%を超えると、 TiCによる析出強化量だけで 360MPaとなり、上記（9)式を 満足しないため、 Tiの上限値は 0. 36%に限定される。
[0066] <第 3元素群： P, Al>
これらの元素は、鋼の強化元素として、必要に応じて添加することができる。以下に 、各元素の添加量の上限値及び下限値の限定理由を説明する。
[0067] < P : 0. 03〜2% >
Pの添カ卩は、鋼の固溶強化元素として有効である力 添加量が 0. 03%未満の場合 は、固溶強化の効果が明瞭に現れない。このため、下限値は 0. 03%とする。また、 P 添加量が 2%を超えると、金属間化合物である Fe Pが生成し、鋼の延性を低下させ
3
る。このため、上限値は 2%とする。
[0068] <A1: 0. 01〜18% >
A1は、固溶強化元素であるとともに、脱酸剤としての効果を有し、鋼をいわゆる「キ ルド鋼」にすることができる。また、 A1は、製鋼工程において鋼中の溶存酸素と結合し てアルミナとして浮上し、これを除去することで鋼の延性や靭性を向上させることがで きる。このため、 A1は必要に応じて添加することができる。但し、添加量が 0. 01%未 満の場合は、脱酸剤としての効果も、固溶強化元素としての効果も明瞭に現れない。 このため、下限値は 0. 01%とする。一方、 A1添加量が 18%を超えると金属間化合 物である Fe A1が生成し、鋼の延性を低下させる。このため、上限値は 18%とする。
3
[0069] <糸且織についての限定理由 >
次に、本発明の高強度鋼板の金属組織について、詳細に説明する。
本発明の高強度鋼板の金属組織は、下記 1)〜4)に記載の要件を同時に満足する ものである。
1)金属組織は、フェライト相と硬質第 2相（セメンタイト、パーライト、マルテンサイト、 ベイナイト、残留オーステナイトのうちの少なくとも 1種）と力らなる。また、鋼板の、圧 延方向に平行な断面を切り出し、この断面をナイタール等でエッチングした後に、走 查型電子顕微鏡で倍率 5000倍で撮影した 2次電子像 (以下、「SEM写真」と称する )から測定した硬質第 2相の面積率が 3〜30%である。
[0070] 2)金属糸且織において、硬質第 2相はフ ライト相中に均一に分散しており、以下の要 件を満足する。即ち、鋼板の、圧延方向に平行な断面の 5000倍の SEM写真にお いて、 3 m四方の正方形格子を任意に 9個以上の取り出し、各格子での硬質第 2相 の面積率を画像解析を用いて測定した際に、各硬質第 2相の面積率を Ai(i= l, 2, 3,…；)とするとき、 Aiの平均値 A (ave)と標準偏差 sとが、下記 (2)式を満たす。
[数 10]
s/A(ave)≤0. 6—（2)
[0071] 3)鋼板の、圧延方向に平行な断面の 5000倍の SEM写真において、写真の全面積 力も硬質第 2相を除外したフェライト部のうち、ナノ結晶粒の面積率が 15〜90%であ る。
[0072] 4)ナノ結晶粒の平均粒径 dSと、ミクロ結晶粒の平均粒径 dLとが、下記（1)式を満た す。
[数 11]
dL/dS≥3
[0073] ここで、平均粒径とは、鋼板の、圧延方向に平行な断面の 5000倍の SEM写真に おいて、画像解析により全てのフェライト粒の面積を測定し、それぞれの面積力ゝら求 めた円相当径を意味する。具体的には、画像解析により求めたフェライト粒の面積を Si(i= l, 2, 3· ··)とすると、円相当径 Di (i= l, 2, 3· ··)は、下記（16)式により計算 する。
[数 12]
Di= 2 (Si/3. 14) 1/2 - -- (16)
[0074] 以上に示した要件 1)〜4)の設定理由は、以下のとおりである。即ち、適量の硬質 第 2相を均一に分散析出させることで、フェライト部から硬質第 2相へ C等の固溶元素 を吐き出させ、フェライトの純度を高め、これにより鋼の延性を高めるとともに、静動差 を高くすることができる。硬質第 2相の分散状態が不均一な場合には、硬質第 2相の 密度が少ないフ ライト部の純度が低くなり、高い延性や静動差を発揮することがで きない。
[0075] また、硬質第 2相の面積率を 3〜30%と規定した理由を以下に示す。即ち、硬質第 2相の面積率が 3%未満の場合は、フェライトの高純度化が不十分なために静動差 が高くならない。一方、硬質第 2相の面積率が 30%を超えると、フェライトの純度は高 く静動差が高くなるが、低純度で静動差の低い硬質第 2相の悪影響が大きくなり、素 材全体としての静動差は向上しない。
[0076] ここで、本発明の高強度鋼板の組織において、硬質第 2相とは、フ ライトと平衡す る相、及びこの平衡相からの冷却過程において変態した組織、さらにはそれらの焼 鈍により変化した組織、の全てを指す。具体的には、セメンタイト、パーライト、マルテ ンサイト、ベイナイト、残留オーステナイトのいずれか 1種以上のことである。セメンタイ トは、鋼中でフェライトと平衡して存在する相であり、パーライト、マルテンサイト、べィ ナイト、残留オーステナイトは平衡相からの変態組織である。ここで、残留オーステナ イトは、高温でのみ平衡相として存在するオーステナイトが、室温まで残留した未変 態のオーステナイトのことであり、実際には未変態ではある力 オーステナイトからの 冷却によって室温で得られる組織と!/、う意味で、変態組織に含めた。
[0077] これらの相や組織の他にも、焼戻べイナイト、焼戻マルテンサイト、トルースタイト、ソ ルバイト、パーライトの焼鈍によりセメンタイト部が球状ィ匕した組織も存在する。しかし ながら、これらの組織は、既に具体的に名称を挙げた硬質第 2相のいずれかに含ま れるものとして扱う。 [0078] まず、焼戻べイナイトは、ベイナイトを 300〜400°Cで焼鈍して靭性を向上させた組 織であるが、転位密度の高いフェライトとセメンタイトとの混合組織であり、本質的にベ イナイトと変わらな!/、ため、本発明にお!、てはべイナイトに含まれるものとして扱う。
[0079] 次に、焼戻しマルテンサイトは、マルテンサイトを焼鈍して硬度を低減させ靭性を向 上させたものである力 本発明においてはマルテンサイトに含まれるとして扱う。マル テンサイトの焼戻しは、炭素を過飽和に固溶したマルテンサイトが、フェライトと炭ィ匕 物とに分解する過程である。し力しながら、例えば、社団法人日本金属学会編、講座 •現代の金属学 材料編 4 鉄鋼材料、 39頁に記載されているように、 300〜500°C で焼戻した場合でも、フェライトはかなり高い転位密度を持っており、ラスマルテンサ イトの特徴であるパケット、ブロックなどの構成は変化しない。従って、硬度も高ぐ焼 鈍マルテンサイトであっても、マルテンサイトの特徴を失っていない。さらには、上記 文献の 39頁に記載されて 、るように、焼入直後のマルテンサイトに過飽和に固溶さ れた Cは、極めて容易に拡散が起こるので、約 100°Cから、既に、 Cの移動が認め られ、析出の準備段階が始まっている。従って、焼入れままのマルテンサイトと焼戻マ ルテンサイトは明瞭に区別し難い。以上を考慮して、本発明においてはマルテンサイ トと焼戻しマルテンサイトは同じものとして扱う。
[0080] また、トルースタイトは、現在あまり用いられない用語であるが、 JIS G0201鉄鋼用 語 (熱処理)では、焼戻トルースタイトと焼入トルースタイトとに分類されている。焼戻ト ルースタイトは、マルテンサイトを焼戻したときに生じる組織であり、微細フェライトとセ メンタイトとからなる組織である力 実際は焼戻マルテンサイトのことである。また、焼 入トルースタイトは、焼入時に生ずる微細パーライト組織であり、本発明ではパーライ トとして一括して扱う。
[0081] さらに、ソルバイトも、現在あまり用いられないが、 JIS G0201鉄鋼用語 (熱処理)で は、焼戻ソルバイトと焼入ソルバイトとに分類されている。焼戻ソルバイトは、マルテン サイトを焼戻して粒状に析出成長させたセメンタイトとフェライトとの混合組織であるが 、実際には焼戻マルテンサイトのことである。焼入ソルバイトは、焼入れ時に生成する 微細パーライト組織のことであるが、本発明ではパーライトとして一括して扱う。
[0082] なお、パーライトの焼鈍によりセメンタイト部が球状ィ匕した組織も、フェライトとセメン タイトとの混合組織であり、換言すれば、硬質第 2相はセメンタイトである。
[0083] 次に、硬質第 2相以外のフェライト部に関して説明する。フェライト部の組織は、大き さの異なるナノ結晶粒とミクロ結晶粒との混合組織である。このため、プレス成形時に は比較的強度が低ぐ強度 ·延性のバランスに優れる一方、製品化後には、衝突時 等の高速変形時に優れた強度を発揮する。従って、このフ ライト部の組織により、 成形性と衝撃吸収エネルギーとを高いレベルで両立することができる。
[0084] なお、本願において、ナノ結晶粒の結晶粒径を 1. 2 μ m以下と定義した理由を以 下に述べる。即ち、例えば「鉄と鋼」（日本鉄鋼協会、第 88卷第 7号 (2002年)、 365 頁、図 6 (b) )に開示されているように、フェライトの結晶粒径が約 1. である領域 を境界にして、材料特性、特に延性が不連続に変化するためである。具体的には、 フェライトの結晶粒径が 1. 未満になると、全伸びが急激に低下し、均一伸びを 示さなくなる。
[0085] 以上は、本発明の高強度鋼板に係る、種々の式の規定理由、化学成分の限定理 由、及び組織についての限定理由である力 以下に、本発明の高強度鋼板の作用 効果についてのメカニズムを詳細に説明する。
[0086] <本発明の高強度鋼板の作用効果についてのメカニズム 1 >
フェライトをナノ結晶粒とミクロ結晶粒との混合組織とすることで、高 ヽ静動差を付与 できるメカニズムは、以下のとおりである。即ち、本発明の高強度鋼板は、結晶粒径 が 1. 2 m以下のナノ結晶粒である非常に強度の高い部分と、結晶粒径が 1. 2 μ ηι を超える通常の強度を有するミクロ結晶粒とからなる、 1つの複合組織鋼板である。本 発明の高強度鋼板の静的な変形挙動については、一般的な複合組織鋼板の変形 挙動と同様であり、静的な変形では、まず材料の最も変形し易い部分、具体的にはミ クロ結晶粒内部又はミクロ結晶粒内のナノ結晶粒との界面付近力も変形が始まる。そ の後、変形が徐々に進行する力 ミクロ結晶粒が変形の主体を担っている。このため 、ミクロ結晶粒のみの場合と同等な応力で変形が進行し、強度と延性とのバランスも 一般的なものとなる。
[0087] 一方、歪速度が lOOOZs程度の高速変形の場合には、一般的な鋼板の挙動と異 なる。変形速度は静的変形の場合の約 10万倍であり、軟質なミクロ結晶粒主体の変 形だけでは追従が難しい。このため、ミクロ結晶粒のみならず、ナノ結晶粒の内部で も変形を担う必要がある。従って、強度の非常に高いナノ結晶粒の影響が顕著になり 、高い変形応力が必要となる。
[0088] この現象は、ナノ結晶粒の比率が 15〜90%の範囲で発現する。ナノ結晶粒の比 率が 15%未満の場合は、ナノ結晶粒の影響が小さぐ静的変形及び動的変形のい ずれにぉ ヽても軟質なミクロ結晶粒が変形を十分に分担でき、静動差は高くならな！、 。一方、ナノ結晶粒の比率が 90%を超えると、ほとんどがナノ結晶粒であるために、 静的変形時においてナノ結晶粒の影響が既に顕著で、強度は高いものの延性が低 いため、プレス成形に適さない。従って、ナノ結晶粒の比率が 15%未満でも 90%超 でも、優れた高速変形強度及び衝撃エネルギー吸収能と、優れた加工性とを両立さ せることができない。
[0089] 以上は、本発明の高強度鋼板に関する説明であるが、以下に、上記高強度鋼板を 好適に製造する方法を説明する。なお、本発明の高強度鋼板の製造方法は、通常 の冷延鋼板製造プロセス、即ち、スラブ溶製、熱間圧延、冷間圧延及び焼鈍の各ェ 程によって製造することができる。
[0090] くスラブ溶製〉
スラブ溶製は、通常の方法で所定成分にて行う。工業的には、溶銑をそのまま用い る力、又は巿中スクラップや鋼の製造工程で生じた中間スクラップ等の冷鉄源を電気 炉ゃ転炉で溶解した後、酸素精練し、連続铸造又はバッチの分塊铸造にて铸造す る。パイロットプラントや実験室等の小型設備においても、電解鉄やスクラップ等の鉄 素材を、真空中又は大気中で加熱炉によって溶解し、所定の合金元素を添加した後 、铸型に注入することで素材を得ることができる。
[0091] <熱間圧延 >
熱間圧延は、本発明の高強度鋼板の製造方法において、最初の重要なプロセスで ある。本発明の製造方法では、熱間圧延後の結晶組織を、フ ライトが主相で、硬質 第 2相を面積率で 10〜85%の範囲で含有する複合組織とし、さらに板厚方向に測 定した硬質第 2相の平均間隔を 5 μ m以下とする。
[0092] ここでいう硬質第 2相とは、本発明の高強度鋼板の最終組織における硬質第 2相か ら、パーライト及びセメンタイトを除外したものであり、マルテンサイト、ベイナイト及び 残留オーステナイトのうちの少なくとも 1種である。セメンタイト又はパーライトが硬質 第 2相である場合は、本発明の高強度鋼板の金属組織は得られな!/ヽ。
[0093] 以下に、硬質第 2相を上記のように選定した理由について説明する。
本発明の高強度鋼板の金属組織は、フ ライト相中に占めるナノ結晶粒が、面積率 で 15〜90%であるものである。この金属組織を得るためには、以下の処理を行う。即 ち、まず、冷間圧延前の金属組織をフェライトと硬質第 2相の複合組織とする。次い で、冷間圧延によって軟質なフ ライトに大きな剪断歪みを付与する。最後に、この 部分を引き続き行われる焼鈍によって、結晶粒径 1. 2 m以下のナノ結晶粒とする。
[0094] 一方、冷間圧延前に存在した硬質第 2相（マルテンサイト、ベイナイト及び残留ォー ステナイトのうちの少なくとも 1種）は、冷間圧延により変形はするものの、フェライト部 ほど大きな剪断歪みが付与されない。このため、冷間圧延後の焼純工程においては 、ナノ結晶粒は生成せず、セメンタイトを析出しながらフェライトへ変化する力、又は 歪みの少ない新しいフェライト粒の核生成と成長による、通常の静的再結晶の過程を 経て、ミクロンオーダーの結晶粒径を有するミクロ結晶粒になる。このようなメカニズム により、ナノ結晶粒とミクロ結晶粒との混合組織が得られる。
[0095] このように、硬質第 2相は、マトリックスのフェライトに比して高い硬度を有し、し力も 冷間圧延及び焼鈍の後には、フ ライトに変化するような糸且織でなければならない。 換言すれば、本発明の製造方法で必要とする硬質第 2相とは、セメンタイトのような炭 化物単独のものではなぐフェライト又はオーステナイトが主体でありながら硬度の高 い組織のことである。
[0096] 以下に、マルテンサイト、ベイナイト及び残留オーステナイトが本発明における硬質 第 2相としての適格を有する理由を述べる。
マルテンサイトは、 Cを過飽和に含むフェライトであり、 Cによる結晶格子の歪みに起 因した高い転位密度のために、硬度が高い。し力しながら、マルテンサイトの C含有 量は、 Fe— C平衡状態図における Feと Fe Cとの共晶点の C濃度である約 0. 8%程
3
度が最大であり、 Fe Cの化学式で示されるセメンタイトに比して非常に少ない。この
3
ため、冷間圧延後の焼鈍工程においては、セメンタイトを析出しながらフェライトに変 化する。従って、マルテンサイトは、フェライトを主体としながら硬度の高い糸且織である t 、う、本発明における硬質第 2相としての適格を有して 、る。
[0097] ベイナイトは、マルテンサイトが形成し始める温度よりもやや高温で変態した組織で あり、羽毛状又は針状のフェライトと微細なセメンタイトとの混合組織である。べィナイ トは、マルテンサイトほどではないがフェライト部に多量の転位を含んでおり（社団法 人日本金属学会編、講座，現代の金属学 材料編 4 鉄鋼材料、 35頁）、セメンタイト のみならず、転位密度の高いフェライト部も硬度が高い。従って、ベイナイトも、フェラ イトを主体としながら硬度の高い組織であるという、本発明における硬質第 2相として の適格を有している。
[0098] 上記の説明で明らかなように、ベイナイトは、フェライトとセメンタイトとの混合組織で はあるが、セメンタイトと高転位密度のフェライト部とを組み合わせた組織全体を硬質 第 2相とみなすことができ、転位密度の低いフェライトマトリックス中に単独で硬質第 2 相として存在するセメンタイトとは、明確に区別することができる。
[0099] また、金属組織の観察からも、ベイナイトと、セメンタイトとの違いは、明瞭に判別で きる。鋼の断面を研磨 ·エッチングして光学顕微鏡で観察した場合、ベイナイトの組 織では、高転位密度のために針状フ ライト部が暗く観察され、周囲の低転位密度 のフェライトマトリックスは明るく見える。一方、セメンタイト単独の組織とは、明るいフエ ライトマトリックスに対し、灰色に見える球状の析出相である。
[0100] 最後に、残留オーステナイトは、圧延工程における歪みによって、歪み誘起変態を 起こしてマルテンサイトに変化するため、マルテンサイトと同じ効果があり、また、冷間 圧延後の焼鈍工程における組織変化も、マルテンサイトと同様である。従って、残留 オーステナイトは、本発明における硬質第 2相としての適格を有して 、る。
[0101] 次に、硬質第 2相が単独のセメンタイト又はパーライトの場合について説明する。こ こでパーライトは、フ ライトとセメンタイトとが層状を成す混合組織であるので、層状 のセメンタイトが硬質第 2相の働きをする。従って、硬質第 2相がセメンタイトの場合も パーライトの場合も本質的に同じである。硬質第 2相がセメンタイトの場合は、冷間圧 延において、本発明の特徴である、軟質フェライト部に大きな剪断歪みを付与するこ とが困難である。これは、セメンタイトは変形に対して非常に脆ぐ冷間圧延時のエネ ルギ一がセメンタイトの破断に消費されてしま 、、フェライトに有効に歪みが付与され ないためである。
[0102] もっとも、圧延率が 85%以上といった高圧下率で冷間圧延すれば、ナノ結晶が生 成するようになる。し力しながら、その場合も、冷間圧延後の焼鈍過程における変化 力 硬質第 2相がマルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイトの場合と大きく異な るため、本発明の特徴である、ナノ結晶粒とミクロ結晶粒との混合組織とはならない。 高圧下率で冷間圧延した後の焼鈍工程において、焼鈍温度が Acl変態点以下の場 合は、準安定相であるセメンタイトは、その形状が層状の場合は球状へ変化するもの の、セメンタイトのまま残存する。このため、焼鈍後の組織はナノ結晶粒であるフェライ トとセメンタイトとになり、本発明鋼の特徴である混合組織とはならない。従って、高速 変形時の強度上昇、即ち静動差が高 ヽとう特性を示さな ヽ。
[0103] また、焼鈍温度が Acl変態点以上の場合は、 C濃度が非常に高いセメンタイト部が 優先的にオーステナイトに変態し、その後の冷却過程において、パーライト、マルテ ンサイト、ベイナイト、残留オーステナイトの少なくとも 1種の混合組織に変態する。こ のため、ナノ結晶粒であるフェライトと、これら変態組織との混合組織となる。本発明 鋼の特徴である高 ヽ静動差は得られな 、のは同様である。本発明鋼の最終的な金 属組織においては、フェライト以外の相はセメンタイトであってもよいが、フェライト相 がナノ結晶粒とミクロ結晶粒との混合組織であることが重要である。
[0104] ここで、熱間圧延鋼板中の硬質第 2相の測定方法について説明する。熱間圧延鋼 板において、圧延方向と平行な断面の 400〜1000倍の光学顕微鏡写真を撮影す る。その後、図 1に示すように、板厚方向に 3本の直線（同図においては、代表して 1 本の直線を示す。）を任意の位置に引く。この直線上で、硬質第 2相、フ ライト、硬 質第 2相の順に切断されるとすれば、最初の硬質第 2相とフ ライトとの界面から、フ エライト粒を通って次の界面までの距離を、スケールにて測定し、単位を mに換算 する。この作業を、写真上で切られる全ての硬質第 2相について実施し、全ての測定 値を平均して、硬質第 2相の平均間隔とする。
[0105] 次に、目的の組織を得るための製造方法について説明する。図 2は、熱間圧延の 温度履歴を示す図である。同図に示すように、まず、スラブをオーステナイト域即ち A c3変態点以上まで加熱し、粗圧延した後、仕上げ圧延を行う。この仕上げ圧延の温 度を、 Ar3変態点の直上、即ちフェライトが析出しない範囲でできるだけ低温のォー ステナイト域とすることで、圧延時の粒成長を抑制する。その後、フェライトとオーステ ナイトとの 2相域まで冷却することで、フ ライトとオーステナイトとの混合組織とする。
[0106] この際、圧延時のオーステナイト粒成長を抑制したことで、オーステナイトの結晶粒 界力 核生成するフェライトの核生成密度が高くなり、粒径を微細にすることができる 。圧延時にフェライトが析出していると、加工されたフェライトがそのまま室温まで残存 するので、変態により微細なフェライトを析出させるという効果が低減する。
[0107] 次いで、 2相域にてそのまま保持する力、保持せずに急冷を行う。この急冷過程で 、オーステナイト部を硬質第 2相に変態させるが、 2相域保持の段階で結晶粒を微細 にしたことが、硬質第 2相の間隔を狭くすることに有効に働く。
[0108] なお、 2相域からの急冷とは、鋼成分によって決まる臨界冷却速度、即ち、 CCT曲 線におけるパーライト変態開始のノーズを横切らずに Ms点（マルテンサイト変態開始 温度）に到達するような冷却速度以上の速度で冷却することを意味する。
[0109] このときの冷却速度力 CCT曲線におけるべイナイト変態開始ノーズも横切らない 程に大きなものであれば、硬質第 2相はマルテンサイトとなる。また、ベイナイト変態 開始ノーズを横切って Ms点以下まで冷却すれば、硬質第 2相はマルテンサイトとベ イナイトとの混合組織となる。さらに、 Ms点直上で冷却を停止して温度を保持した後 に室温まで冷却すれば、硬質第 2相はべイナイトになる。
[0110] また、高強度鋼板の成分として Siや A1を増カロさせた上で、 Ms点直上で冷却を停止 して保持した後に室温まで冷却すれば、硬質第 2相にはべイナイトの他に残留ォー ステナイトが含まれる。パーライト変態を回避して、フェライト以外の硬質第 2相にセメ ンタイトを含有させな 、ことが重要である。
[0111] このような高強度鋼板の製造方法にあっては、熱間圧延後の鋼板を、圧延方向と 平行な断面で観察した金属組織にお！ヽて、板厚方向に判定した硬質第 2相の平均 間隔が 5 m以下になるようにすることが好ましいが、その理由は後述する。
[0112] <冷間圧延 >
熱間圧延後の組織における硬質第 2相の平均間隔を d ( μ m)とし、熱間圧延後 (冷 間圧延前)の板厚を t、冷間圧延後の板厚を tとした場合に、加工度指数 Dが下記（1
0
0)式を満たす条件で、冷間圧延を行う。
[数 13]
D=d X t/t≤1 - -- (10)
0
[0113] さらに、本発明では、上記 dが 5 m以下とする。 dが 5 mを超える場合は、（8)式 を満たそうとすると、 t/tが 0. 2以下、即ち圧延率で 80%を超える高圧下圧延を行
0
わなくてはならず、本発明のような高強度鋼板を圧延するには、圧延機に大きな負荷 をかけることとなる。 4段や 5段のタンデム圧延機を使用して、圧延 1パスあたりの圧下 率を少なくしても、 1回の圧延では必要な圧延率を確保できず、 2回圧延の必要が生 じる。従って、本発明では、現実的に 1回の圧延で達成することが可能な、圧延率 80 %以下でもナノ結晶粒の組織が得られるように、熱延板における硬質第 2相間隔を 5 m以下に限定する。
[0114] <焼鈍>
冷延後の素材を熱処理して加工歪みを除去するとともに、目的の金属組織を作り 込む工程である。焼鈍は、冷延後の素材を加熱 ·保持 ·冷却する過程よりなるが、保 持温度 Ts (°C)と、 Tsにて保持する時間 ts (秒)との関係が、下記（11)式を満たすも のとする。
[数 14]
680く—40 X log (ts) +Ts< 770· · · (11)
(ts：保持時間 (秒)、 Ts：保持温度 (°C)、 log (ts)は tsの常用対数）
[0115] 図 3は、上記保持温度及び保持時間の適正範囲を示すグラフである。 (-40 X log
(ts) +Ts)の値が 680 (°C)以下の場合は、ナノ結晶粒の面積率が上限値である 90 %を超えてしまうため、好ましくない。一方、上記値が 770 (°C)以上の場合は、ナノ結 晶粒の面積率が下限値である 15%を下回るため、好ましくない。
[0116] 焼鈍後の金属組織における硬質第 2相については、焼鈍パターンに応じて、種々 のものを得ることができる。図 4は、種々の焼鈍パターンを示す図である。同図中、パ ターン 1, 2, 3は、 CAL (連続焼鈍ライン)の場合であり、パターン 4は CGL (溶融亜 鉛めつきライン)の場合であり、パターン 5は箱焼鈍の場合である。また、表 2に、図 4 に示す各焼鈍パターンにより得られる組織の一覧を示す。
[0117] [表 2]
Figure imgf000028_0001
P :パ一ライト、 M :マルテンサイト、 B :ベイナイト、 A :残留オーステナイト、 C :セメンタイト
[0118] まず、焼純温度について説明する。焼鈍温度 Tsを、 Acl変態点以下に設定すれば 、フェライトとセメンタイトとからなる複合組織を得ることができる。また、焼鈍温度 Ts及 び急冷開始温度 Tを、 Acl変態点以上に設定すれば、マトリックスとしてのフェライト
Q
と、オーステナイトからの変態組織又は当該変態組織を焼鈍した後の焼鈍組織のうち
1の少なくとも 1種 (硬質第 2相）とからなる混合組織とすることができる。
[0119] ここで、オーステナイトからの変態組織とは、パーライト、マノレテンサイト、ベイナイト 、さらには残留オーステナイトを意味する。ここで、残留オーステナイトは、実際には 未変態ではある力 オーステナイトからの冷却によって室温で得られる組織という意 味で、変態組織に含めた。また、変態組織を焼鈍した後の焼鈍組織とは、上記変態 組織の焼鈍組織であるが、上記の [0078]〜 [0083]で説明したように、上記変態組 織の 、ずれかに含まれるものとして扱う。
[0120] なお、焼鈍温度 Ts及び急冷開始温度 Tが Acl変態点以上であっても、昇温速度
Q
が大きく保持時間が短い場合には、鋼中 cのオーステナイトへの濃化が不十分となり 、フェライト中には過飽和な Cが残存している可能性があり、これが冷却時にセメンタ イトとして析出することがある。従って、その場合は、マトリックスとしてのフェライトと、 オーステナイトからの変態組織又はそれら変態組織を焼鈍した後の焼鈍組織のうち の少なくとも 1種 (硬質第 2相）とからなる混合組織となり、さらにフェライト中にセメンタ イトを含む場合もある。 [0121] また、 Acl変態点は、素材の成分と加熱速度とによって決定されるものである力 本 発明にお ヽては 700°C〜850°Cの間である。
[0122] 次に、焼鈍後の冷却方法について説明する。冷却は、ガスを用いる方法、水スプレ 一を用いる方法或 、は水とガスとの混合スプレーを用いる方法、又は水タンクへのク ェンチ（WQ)或いはロールでの接触冷却の!/、ずれかの方法で行う。ここで!/、うガスと は、空気、窒素、水素、窒素と水素との混合ガス、ヘリウム又はアルゴンのいずれか である。
[0123] 上記冷却過程において、冷却速度が小さすぎると、フ ライト結晶粒の成長が無視 できなくなり、その結果ナノ結晶粒の面積率が低下するため、板温が 600°C以上の 範囲での冷却速度を 10°CZs以上とする。板温 600°C以上の範囲のみに限定した 理由は、 600°C未満であれば、結晶粒の成長が非常に遅いため、冷却速度の影響 を実質的に無視できる力 である。
[0124] 次に、冷却後の焼鈍パターンについては、焼鈍ラインの構成により、図 4に示す 5種 類のパターンが適用可能である。焼鈍帯の後に、冷却帯と引き続いて過時効帯とを 有する構成のラインでは、所定の温度付近にて冷却を停止し、そのまま過時効処理 するパターン 1か、焼鈍の後、再加熱して過時効処理するパターン 2を採用すること ができる。また、パターン 4は、 CGL (溶融亜鉛めつきライン)に相当するパターンであ るが、冷却の終点温度が溶融亜鉛浴の温度に限定されること以外は、ノターン 2と同 様である。
[0125] 既に述べたように、焼鈍温度 Tsが Acl変態点以下の場合は、得られる硬質第 2相 はセメンタイトのみであるので、以下に、焼鈍温度 Ts及び急冷開始温度 Tが Acl変
Q
態点以上の場合について、詳細に説明する。冷却速度が大きく CCT曲線におけるフ エライト変態ノーズやべイナイト変態ノーズを横切らずに Ms点以下まで冷却すれば、 硬質第 2相としてマルテンサイトが得られる。過時効帯があるパターン 1, 2及び 4では 、マルテンサイトは、厳密には焼戻マルテンサイトになる。但し、前述のように、焼戻マ ルテンサイトは依然として高い転位密度を保っているため硬度が高ぐ鋼の強化に大 きく寄与するため、本発明ではマルテンサイトと区別せずに扱う。
[0126] また、ベイナイト変態ノーズを横切るような冷却速度で冷却し、かつ冷却終了温度を Ms点以下とすると、硬質第 2相はマルテンサイトとベイナイトとからなる複合組織とな り、過時効帯があるパターン 1, 2及び 4において、 Ms点の直上で冷却を停止してそ のまま過時効処理をすれば、硬質第 2相としてべイナイト或 、は残留オーステナイトと ベイナイトとの混合組織となる。残留オーステナイトが生成するか否かは、焼鈍時の オーステナイトの安定性により決まる。即ち、合金元素（Si、 A1)を増量したり、過時効 処理時間を長くしてオーステナイトへの C濃化を促進して、オーステナイトを安定ィ匕す ることで、残留オーステナイトは得られる。
[0127] さらに、冷却速度が遅ぐパーライト変態ノーズも横切るようになると、第 2相にはパ 一ライトも含まれるようになる。この際、フェライト中に微細な炭化物を含むこともある。 これは、焼鈍時にフェライト中に固溶していた C力 冷却中に準安定相のセメンタイト として析出する力 である。
[0128] 個別具体的にみると、パターン 1及び 2は、得られる組織の種類は同じであり、焼鈍 温度 Ts及び急冷開始温度 T力 ^Acl変態点以上の場合は、硬質第 2相は、パーライ
Q
ト、マルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイトのうち少なくとも 1種である。焼鈍 温度 TSが Acl変態点未満のときは、硬質第 2相はセメンタイトのみである。
[0129] 次に、焼鈍パターン 3のように、過時効帯を持たない構成のラインでは、焼鈍の後、 100°C以下まで冷却して、完了とする。この場合、焼鈍温度 Ts及び急冷開始温度 T
Q
が Acl変態点以上の場合は、硬質第 2相は、パーライト、マルテンサイト、ベイナイト のうち少なくとも 1種である。焼鈍温度 Tsが Acl変態点未満のときは、硬質第 2相は セメンタイトのみである。
[0130] さらに、焼鈍パターン 4は CGL (溶融亜鉛めつきライン)に相当する焼鈍のパターン である。焼鈍温度力も急冷して溶融亜鉛の浴にて表面に亜鉛を付着させる。その後 は、図のように再加熱して亜鉛めつき層を合金化させてもよいし、再加熱を省略して 亜鉛めつき層を合金化させなくてもよい。得られる硬質第 2相の種類は、再加熱する 場合はパターン 1及び 2と同じであり、再加熱しない場合は、パターン 3と同じである。
[0131] 最後に、焼鈍パターン 5は、箱焼鈍である。箱焼鈍での焼鈍が完了した後に、炉体 力もコイルを取り出し、強制冷却して 10°CZs以上の冷却速度条件を満足できる場合 は、焼鈍温度に制限はないが、通常は、焼鈍が完了した後に炉体力もコイルを取り 出さず、炉中で冷却するため、冷却速度 10°CZs以上の条件を満たせないので、焼 鈍温度を 600°C未満に限定する必要がある。
[0132] <本発明の高強度鋼板の作用効果についてのメカニズム 2 >
さらに、通常の冷間圧延によってナノ結晶粒の組織が得られるメカニズムについて 以下に述べる。
まず、従来からの試みとして、冒頭に述べた繰り返し重ね圧延について述べる。繰 り返し重ね圧延は、板状のサンプルに大きな歪みを与え、ナノ結晶粒の組織を得る のに有効な方法である。例えば、 日本塑性加工学会誌 (第 40卷、第 467号、 1190 頁）に、アルミニウムの例が示されている。圧延ロールを潤滑して圧延を行った場合 は、方位差の少ないサブグレイン組織しカゝ得られず、圧延ロールを潤滑しない場合 はナノ結晶粒が得られる。
[0133] この現象は、無潤滑により剪断変形させると、潤滑の場合よりも大きな歪みを導入 することができ、また重ね圧延サイクルの繰り返しにより、前サイクルで表層だった部 分が材料内部になり、結果的に材料内部まで剪断歪みが導入されるためである。即 ち、繰り返し重ね圧延においても、無潤滑圧延を行って大きな剪断歪みを材料内部 に与えな！/、と、結晶粒の超微細化は達成されな ヽ。
[0134] 発明者は、生産性の低!、繰り返し重ね圧延や、圧延ロールへの負荷が大き!/、無潤 滑圧延を行わなくても、通常の油潤滑圧延によって材料内部に剪断歪みを付与でき る手段を検討した。その結果、圧延前の組織を軟質部と硬質部との複合組織とすれ ばよいとの知見を得た。即ち、軟質なフ ライトと硬質第 2相とからなる複合組織の鋼 板に冷間圧延を施すことで、硬質第 2相に挟まれたフ ライト領域は、硬質第 2相によ る拘束によって剪断変形する。これにより、材料内部の広い範囲に剪断歪みを導入 することができる。
[0135] さらに、発明者は、詳細な検討を加え、圧延前の硬質第 2相間隔が様々であっても 、圧延後の硬質第 2相間隔が一定の値になるまで圧延を加えれば、同じように材料 内部にわたり剪断変形が導入されるとの知見を得た。即ち、熱間圧延後の組織にお ける硬質第 2相の平均間隔を d m)とし、熱間圧延後 (冷間圧延前)の板厚を t、
0 冷間圧延後の板厚を tとすると、加工度指数 Dが、下記（10)式を満たすような条件冷 間圧延を行えばよいことが判明した。
[数 15]
D=d X t/t≤1 - -- (10)
0
[0136] ここで、本発明の製造方法に従って一連の工程を経て冷間圧延まで行った鋼板の 、圧延方向に平行な断面の 5000倍の SEM写真の例を図 5に示す。白く見える硬質 第 2相（マルテンサイト）に挟まれた黒く見えるフェライト部が、剪断変形していることが 判る。これにより、通常の圧延でも鋼板内部に大きな剪断歪みを付与することができ 、引き続いて行われる焼鈍によって、ナノ結晶粒の組織を得ることができる。
実施例 1
[0137] 表 3に示す組成の化学組成のスラブ (発明スラブ 1〜19及び比較スラブ 1〜： L 1)を 溶製した。
[0138] [表 3]
成分 (4)式 (5)式 (9)式 (6)式 成分記号 C Si n P s Al Nb Ti Cr Mo Ni B Fi(Q) ≥ -40^+6.0 Fi(Q) ≥25C-2.5 F2(S) + F3(P) C
右辺 判定 右辺 判定 ≤360 判定 0.02〜0.30 判定 発明スラフ' 1 0.023 0.32 1.24 0.01 1 0.007 0.024 0,012 0.002 0.45 0.001 0.01 0.0003 5.56 5.16 OK 5.56 -1.93 OK 180 OK 0.021 OK 発明スラフ' 2 0.080 0.42 1.84 0.035 0.004 0.089 0.002 0.014 0.04 0.001 0.01 0.0002 6.46 2.95 O 6.46 -0.50 OK 280 OK 0.076 O 発明スラフ' 3 0.050 0.49 1.22 0.09フ 0.005 0.051 0.022 0.001 0.03 0.190 0.02 0.0001 4.80 4.12 OK 4.80 -1.25 OK 235 OK 0.047 OK 発明スラフ' 4 0.099 0.01 2.01 0.001 0.002 0.021 0 023 0.002 0.01 0.001 0.01 0.0001 6.46 2.18 OK 6.46 -0.02 OK 220 OK 0.096 OK 発明スラフ' 5 0.098 0.01 1.53 0.001 0.002 0.028 0.002 0.001 0.01 0.001 0.02 0.0001 4.97 2.10 OK 4.98 -0.05 OK 163 OK 0.097 OK 発明スラ 6 0.099 0.01 2.00 0.001 0.002 0.023 0.088 0.094 0.01 0.001 0.02 0.0012 8.63 3.44 OK 8.63 -0.02 OK 345 OK 0.064 OK 発明スラフ' 7 0.098 0.01 2.00 0.001 0.002 0.024 0 002 0.068 0.02 0.001 0.02 0.0028 11.9 2.77 OK 11.85 -0.05 OK 279 OK 0.081 O 発明スラフ' 8 0.102 0.17 0.80 0.012 0.005 0.028 0.001 0.001 0.01 0.001 0.01 0.0000 2.62 1.94 OK 2.62 0.05 OK 1 11 OK 0.102 OK 発明スラ 9 0.130 0.01 0.37 0.014 0.007 0.051 0 001 0.002 0.01 0.001 0.01 0.0000 1.18 0.83 OK 1.18 0.75 OK 59 OK 0.129 O 発明スラ 10 0.161 0.01 0.56 0.012 0.007 0.008 0 002 0.002 0.02 0.002 0.02 0.0000 1.79 -0.41 OK 1.79 1.53 OK 65 OK 0.160 OK 発明スラフ' 1 1 0.170 0.44 1.32 0.012 0.005 0.028 0.002 0.001 0.01 0.002 0.01 0.0001 4 61 -0.78 OK 4.61 1.75 OK 193 OK 0.169 OK 発明スラフ' 12 0.173 0.01 0.79 0.001 0.002 0.028 0.002 0.001 0.02 0.670 0.02 0.0001 4.24 -0.90 O 4.24 1.83 O 128 OK 0.172 OK 発明スラフ' 13 0.200 0 03 0 79 0.002 0.002 0.021 0.012 0.002 0.01 0.002 0.01 0.0002 2.90 - 1.92 OK 2.90 2.50 OK 97 OK 0.198 OK 発明スラフ' 14 0.205 0.02 1.50 0.001 0.002 0.022 0.002 0.002 0.01 0.001 0.02 0.0001 4.89 -2.17 OK 4.89 2.63 OK 160 OK 0.204 OK 発明スラフ Ί 5 0.231 0.03 0.57 0.017 0.005 0.024 0.001 0.001 0.97 0.260 0.02 0.0000 4.33 - 3.22 OK 4.33 3.28 OK 95 OK 0.231 O 発明スラフ' 16 0.250 0.02 0.97 0.002 0.002 0.021 0.002 0.001 0.49 0.290 0.02 0.0000 4.67 -3.98 OK 4.67 3.75 OK 127 OK 0.249 OK 発明スラフ' 17 0.297 0.22 0.64 0.016 0.005 0.028 0.002 0.002 1.45 0.010 0.67 0.0001 5.45 -5.85 OK 5.45 4.93 OK 121 OK 0.296 OK 発明スラフ '18 0.097 1.21 1.58 0.065 0.001 0.052 0.002 0.002 0.04 0.001 0.01 0.0002 6.1フ 2.15 OK 6.17 - 0 07 OK 325 OK 0.096 OK 発明スラフ Ί 9 0.147 1.55 1.67 0.01 1 0.004 0.035 0 003 0.001 0.01 0.001 0.01 0.0004 7.01 0.15 OK 7.01 1.18 OK 355 OK 0.146 OK 比較スラフ' 1 0.230 0.03 0.59 0.01 1 0.004 0.034 0.001 0.002 0 02 0.002 0.01 0.0002 2.30 -3.17 OK 2.30 3.25 NG 78 OK 0.229 OK 比較スラフ' 2 0.340 0.62 0.85 0.014 0.007 0.030 0.001 0.001 0.02 0.001 0.01 0.0001 3.28 -7.58 ― 3.28 6.00 ― 168 OK 0.340 O 比較スラフ' 3 0.360 0.29 0.68 0.01 1 0.014 0.028 0.002 0.001 1.09 0.070 0.08 0.0002 5.06 -8.38 ― 5.06 6.50 ― 127 OK 0.359 OK 比較スラフ' 4 0.002 0.30 1.53 0.036 0.007 0.052 0.001 0.001 0.52 0.001 0.02 0.0001 6.19 5.94 - 6.19 -2 45 一 215 OK 0.002 NG 比較スラフ' 5 0.050 0.01 0.37 0.014 0.004 0.028 0.001 0.001 0.01 0.002 0.01 0.0002 1.58 4.02 NG 1.58 -1.25 OK 51 OK 0.050 OK 比較スラフ' 6 0.070 0.01 0.78 0017 0.005 0.039 0.002 0.001 0.02 0.002 0.01 0.0001 2.67 3.22 NG 2.67 -0.75 OK Θ6 OK 0.069 OK 比較スラフ' 7 0.050 0.50 1 .22 0.097 0.005 0.051 0.053 0.132 0.52 0.193 0.01 0.0001 5.79 5.60 OK 5.79 -1.25 OK 387 NG 0.010 NG 比較スラフ' 8 0.050 3.05 2.55 0.063 0.005 0.050 0.001 0.001 0.02 0.001 0.02 0.0002 10.3 4.02 OK 10.3 -1.25 OK 624 NG 0.050 OK 比較スラフ' 9 0.099 1 .05 2.01 0.188 0.002 0.137 0.023 0.002 0.01 0.001 0.02 0.0001 フ .14 2.18 OK 7.14 -0.02 OK 414 NG 0.096 OK 比較スラフ' 10 0.099 1.05 2.01 0.001 0.002 0.049 0.003 0.002 1.95 2.520 0.02 0.0001 16.8 2.08 OK 16.8 -0.02 OK 494 NG 0.098 OK 比較スラフ' 1 1 0.096 0.02 2.01 0.002 0.002 0 024 0.093 0.151 0.01 0.001 0.01 0.0038 13.9 4.15 OK 13.9 -0.10 OK 41 1 NG 0.046 OK
※各成分の単位は質量％であるが、簡略化のため、表中％表記とした。
[0139] 次いで、これらのスラブを用いて、表 4に示す諸条件で熱間圧延板を製造し、その 後、表 5に示す諸条件で冷間圧延及び焼鈍を施し、表 6に示す焼鈍組織等を具備す る鋼板 (発明例 1〜26及び比較例 1〜26)を得た。
[0140] [表 4]
Figure imgf000035_0001
P： / 一ライト M：マルテンサイト C:セメンタイト B:ベイナイト
A:残留オーステナイト 5]
Figure imgf000036_0001
水焼入れ 6] 焼鈍組織 材料特性
第 2相 3 I率 フェライト 静的 静的 静的 動的 静動 吸収 成分 主相 第 2相 平均 標準 s ナノ 平均 平均 TS 伸び 3-5% 差 エネルキ' - 記号 面積率偏差 /A(ave) 阜 粒径 粒径 /ds 変形 EI 変形 Δ ΑΕ
A(ave) s 率 d ds 応力 応力
(ミクロ (ナノ
sfci 結晶粒) Pa MPa MPa MJ/m3 基準 F P'M'BAC 3〜30 ≤0.60 ≥3.0 ≥170 発明例 1 発明スラフ' 1 F C 3.1 1.5 0.48 28 0.45 1.49 3.3 512 447 31 663 216 29.6 発明例 2 発明スラフ' 2 F C 3.2 1.7 0.53 79 0.47 1.43 3.1 770 670 27 931 261 43.0 発明例 3 発明スラフ' 2 F C 5.5 2.3 0.42 88 0.67 2.21 3.3 771 766 25 952 186 42.2 発明例 4 発明スラフ' 2 F ,C 28.9 5.6 0.19 47 0.52 1.68 3.2 823 732 22 956 224 43.3 発明例 5 発明スラ 2 F M 22.5 4.6 0.20 56 0.54 1.88 3.5 805 715 24 932 217 42.2 発明例 6 発明スラフ' 3 F C 3.5 1.4 0.40 31 0.46 1.59 3.5 648 632 30 845 213 37.0 発明例 7 発明スラブ 4 F C 4.3 2.1 0.49 26 0.52 2 23 4.3 697 683 28 875 192 39.3 発明例 8 発明スラ 4 F M 12.6 6.5 0.52 67 0.69 2.67 3.9 896 863 19 1 1 1 1 248 46.4 発明例 9 発明スラフ' 4 F C 5.3 2.3 0.43 48 0.45 1.75 3.9 672 652 27 833 181 37.7 発明例 10発明スラフ- 5 F C 4.4 1.9 0.43 22 0.59 2.46 4.2 644 578 28 763 185 33.4 発明例 1 1 発明スラフ' 6 F ,C 8.3 2.4 0.28 15 0.53 1.78 3.4 607 572 34 767 194 33.1 発明例 12発明スラフ' 7 F C 5.8 2.3 0.40 55 0.39 2.23 5.7 695 682 26 910 228 39.0 発明例 13発明スラフ' 7 F C 3.4 1.6 0.47 28 0.64 3.69 5.8 547 505 34 682 177 31.3 発明例 14発明スラフ' 8 F c 4.9 2.2 0.45 25 0.56 2.34 4.2 451 414 37 601 187 26.6 発明例 15発明スラブ 9 F c 5.6 1.9 0.34 22 0.65 2.76 4.2 412 376 42 587 21 1 26.4 発明例 16発明スラフ' 10 F c 7.2 2.4 0.33 25 0.58 2.65 4.6 443 405 40 61 1 206 27.1 発明例 Π発明スラフ Ί 1 F c 8.8 2.2 0.25 36 0.49 2.34 4.8 565 532 33 743 21 1 32.3 発明例 18発明スラフ Ί 2 F c 8.6 2.3 0.27 28 0.52 2.53 4.9 479 445 35 634 189 28.4 発明例 19発明スラ 13 F P,B 9.5 3.4 0.36 36 0.56 2.56 4.6 497 446 32 661 215 27.8 発明例 20発明スラフ' 14 F c 9.4 3.4 0.36 42 0.49 2.45 5.0 523 489 30 723 234 28.9 発明例 21発明スラ 15 F c 10.2 3.8 0.37 38 0.65 2.66 4.1 724 689 24 886 197 38.8 発明例 22発明スラフ' 16 F M,C 15.4 6.6 0.43 54 0.76 2.89 3.8 845 765 23 963 198 43.1 発明例 23発明スラフ' 17 F 18.8 9.7 0.52 66 0.69 2.76 4.0 887 803 23 985 182 44.1 発明例 24発明スラフ' 18 F B,A 12.8 6.8 0.53 19 0.55 1.76 3.2 726 651 29 823 172 38.7 発明例 25発明スラフ' 18 F C 7.9 2.6 0.33 25 0.46 1.64 3.6 685 622 27 803 181 38.1 発明例 26発明スラフ' 19 F B,A 15.6 5.6 0.36 34 0.47 1.62 3.4 889 807 25 986 179 44.2 比較例 1 発明スラフ' 6 F C 4.8 1.7 0.35 39 0.42 1.64 3.9 670 667 31 898 232 38.6 比較例 2 発明スラフ' 4 F C 4.6 2.2 0.48 28 0.44 2.87 6.5 697 683 28 875 192 39.3 比較例 3 発明スラフ' 2 F M 38.6 22.6 0.59 18 0.90 3.50 3.9 896 820 28 908 88 39.2 比較例 4 発明スラフ' 2 F C 3.5 1.8 0.51 100 0.43 1.47 3.4 1255 1 194 8 1292 99 55.0 比較例 5 発明スラブ 3 F C 4.4 3.2 0.73 2 0.89 3.86 4.3 525 479 31 578 99 25.1 比較例 6 発明 ' 3 F C 5.2 4.3 0.83 0 - 6.78 522 487 29 577 90 24.8 比較例 7 発明スラ 1 1 F C 8.8 3.8 0.43 91 0.70 1.52 2.2 938 884 12 976 92 39.9 比較例 8 発明スラフ' 1 1 F C 7.2 3.8 0.53 63 0.54 1.44 2.6 812 788 15 858 70 33.8 比較例 9 発明スラブ 1 1 F c 7.3 6.9 0.95 52 0.65 1.88 2.9 674 563 22 646 83 31.0 比較例 10発明スラ 1 1 F c 6.6 4.5 0.68 49 0.72 1.92 2.7 796 789 16 853 64 35.2 比較例 1 1発明スラフ' 5 F M 28.4 21.2 0.75 1 1 0.73 1.89 2.6 656 575 33 658 83 28.3 比較例 12発明スラ 5 F P 23.6 18.9 0.80 0 4.60 550 468 35 605 137 27.1 比較例 13発明スラフ' 6 F C 4.6 2.5 0.54 5 0.51 1.92 3.8 789 754 862 108 39.9 比較例 14発明スラフ' 6 F C 4.9 1.9 0.39 1 1 0.50 1.87 3.7 714 681 823 142 35.6 比較例 15発明スラフ' 18 F C 4.3 2.2 0.51 3 0.78 3.34 4.3 589 544 26 637 93 27.0 比較例 16比較スラフ Ί F C 1 1.6 9.7 0.84 0 14.5 436 413 39 518 105 23.5 比較例 17比較スラフ' 2 F C 16.6 25.4 1.53 0 ― 12.3 563 535 24 609 74 26.0 比較例 18比較スラフ' 3 F P 32.8 29.9 0.91 0 - 12.3 560 532 22 605 73 26.0 比較例 19比較スラフ' 4 F 0.0 0 8.70 500 412 32 521 109 24.1 比較例 20比較スラフ' 5 F 0.0 一 0 1 1.8 346 318 44 502 184 22.3 比較例 21 比較スラフ' 6 F c 2.4 1.1 0.46 0 一 9.5 378 342 39 501 159 21.9 比較例 22比較スラフ' 7 F c 1.6 0.7 0.44 0 4.5 639 625 22 71 1 86 27.8 比較例 23比較スラフ' 8 F c 3.7 1.3 0.35 25 0.55 2.53 4.6 906 879 15 996 1 17 41.2 比較例 24比較スラフ' 9 F c 4.5 1.4 0.31 18 0.64 2.78 4.3 693 656 22 784 128 32 4 比較例 25比較スラフ ΊΟ F c 3.3 1.8 0.55 19 0.49 1.46 3.0 773 754 20 855 101 33.5 比較例 26比較スラフ Ί 1 F c 3.6 1.2 0.33 30 0.64 1.65 2.6 891 882 14 954 72 39.8
P :パーライト M :マルテンサイト
C :セメンタイト B :ベイナイト
A：残留オース亍ナイト
[0143] さらに、発明例 3, 2、比較例 1、及び発明例 11の各鋼板から、圧延方向と平行な断 面を切り出して、これらを 1%のナイタールでエッチングして、 SEMによって組織を観 察した。それらの糸且織を図 6〜図 9に示す。
[0144] ここで、図 6、図 7、図 8では、硬質第 2相としてセメンタイトを含有し、残りはナノ結晶 粒とミクロ結晶粒とからなる混合組織であることが判る。また、図 9では、硬質第 2相と してセメンタイトとマルテンサイトとを含有し、残りはナノ結晶粒とミクロ結晶粒とからな る混合組織であることが判る。
[0145] カロえて、各鋼板から、圧延方向と平行な方向が引張り軸になるように、図 10に示す 形状の引張り試験片を切り出して、引張り試験を行った。引張り試験は、鷺宫製作所 の高速材料試験機 TS— 2000にて、歪速度 0. OlZs及び lOOOZsで実施した。得 られた公称応力公称歪み線図から、降伏点、引張強度、吸収エネルギーなどの特性 を求めた。これらの結果を表 6に併記する。
[0146] <発明例 1〜26についての考察 >
発明例 1〜26については、各鋼板ともに、優れた諸材料特性を示し、特に、静動差 が大きい（総じて 170MPa以上）ことが判る。このため、各発明例の鋼板については、 高 、高速変形強度及び衝撃エネルギー吸収性能と、高 、加工性とを両立させること ができるため、自動車のボディ等に使用することができる。
[0147] <比較例 1〜26についての考察 >
これに対し、比較例 3〜26については、各鋼板ともに、静動差が小さい（総じて 170 MPa未満）ことが判る。このため、これらの比較例の鋼板については、高い高速変形 強度及び衝撃エネルギー吸収性能と、高 、力卩ェ性とを両立することができな 、ため、 自動車のボディ等に使用することは好ましくない。なお、比較例 1, 2については、 17 OMPa以上の静動差が得られて 、るものの、冷間圧延における圧延率が極めて高!、 ため、圧延機に大きな負荷を力けることとなり、製造上好ましくない。
[0148] <本発明のバリエーションについて >
本発明では、以上に示した製造方法のみならず、焼鈍時に実際にめつきを付着さ せて、溶融亜鉛めつき鋼板や合金化溶融亜鉛めつき鋼板を得ることができる。また、 耐食性を向上させる目的で、溶融亜鉛めつきを施した後に、さらに電気めつきライン にて鉄めつきを施すこともできる。さらに、本発明鋼の焼鈍の後に、電気めつきライン にて表面にめっきを施すことで、電気亜鉛めつき鋼板や合金化 (Ni— Zn)電気亜鉛 めっき鋼板を得ることができる。カロえて、耐食性向上を目的として、有機皮膜処理を 施すことちできる。 [0149] 次に、図 11は、歪み 3〜5%の平均応力の静動差とナノ結晶粒の面積率との関係 を示すグラフである。同図によれば、上記面積率が 15〜90%の範囲で、静動差が大 きくなつていることが判り、本発明の請求項 1で規定した数値限定の根拠が確認され た。
[0150] なお、図 11には、発明例及び比較例の他に、一般の巿販材についてのデータも記 載して 、る。これらの巿販材につ 、ての材料特性を表 7に示す。
[0151] [表 7]
Figure imgf000039_0001
F :フェライ卜
M :マルテンサイト
C :セメンタイト
[0152] 表 7によれば、表 6の各発明例と比較して、各巿販材 1〜6は、いずれも静動差が小 さいことが判る。従って、各発明例の鋼板においては、従来の巿販材に比して、高速 変形強度及び衝撃エネルギー吸収性能と、加工性とを格段に高 ヽレベルで両立さ せて 、ることが確認された。
[0153] また、図 12は、歪み 3〜5%の平均応力の静動差と、静的引張強度 (静的 TS)との 関係を示すグラフである。同図によれば、各発明例はその他の例に比して吸収エネ ルギ一が高いことが判る。
[0154] また、図 13は、歪み 5%までの吸収エネルギーと、静的引張強度 (静的 TS)との関 係を示すグラフである。同図によれば、各発明例はその他の例に比して吸収エネル ギ一が高ぐ静的 TSが 200MPa程度高い比較例等と同程度の吸収エネルギーを有 することが半 Uる。
産業上の利用可能性 本発明によれば、例えば引張強度 600MPaクラスの鋼板と同等のプレス成形性を 有しながら、部品化後の衝突変形時に引張強度が大きく上昇することで、引張強度 8 OOMPaクラスと同等の高 、衝撃エネルギー吸収能を有する、高強度鋼板を提供す ることができる。よって、本発明は、高い高速変形強度及び衝撃エネルギー吸収性能 と、高い加工性との双方を要求特性とする自動車用車体に適用することができる点で 有望である。

Claims

請求の範囲 [1] フェライト相と前記フェライト相中に分散する硬質第 2相とからなる金属組織を呈し、 前記金属組織に占める硬質第 2相の面積率が 3〜30%であり、前記フ ライト相中に 占める、結晶粒径が 1. 以下のフェライトの面積率が 15〜90%であり、前記フ エライト相中において、結晶粒径が 1.2 m以下のフェライトの平均粒径 dSと結晶粒 径が 1.2 mを超えるフェライトの平均粒径 dLとが下記（1)式を満たすことを特徴と する高強度鋼板。
[数 1]
dL/dS≥3
[2] 鋼板の圧延方向に平行な断面において、 3 μ m四方の正方形格子を任意に 9個以 上取り出した場合に、各格子での硬質第 2相の面積率を Ai(i=l, 2, 3,…；)とすると き、 Aiの平均値 A(ave)と標準偏差 sとが下記 (2)式を満たすことを特徴とする請求項 1に記載の高強度鋼板。
[数 2]
s/A(ave)≤0.6 ·'·(2)
[3] Cを含有するとともに、 Si、 Mn、 Cr、 Mo、 Ni及び Bのうちの少なくとも 1種を含有し
、 C (全 C量力 Nb、 Tiと結合している C量を減じた固溶炭素量）が、下記（3)式を前 提に、下記 (4)式〜（6)式を満たすことを特徴とする請求項 1又は 2に記載の高強度 鋼板。
[数 3]
F (Q)=0.65Si+3. lMn+2Cr+2.3Mo
+ 0.3ΝΪ+2000Β ---(3)
F (Q)≥-40C + 6 ---(4)
F (Q)≥25C-2.5 ---(5)
0.02≤C≤0.3 ---(6)
ただし、（3)式中、各添加元素には、その添加元素の構成比率 (質量％)を代入す るものとする
[4] 含有成分が、下記 (7)式、 (8)式を前提に、下記 (9)式を満たすことを特徴とする請 求項 3に記載の高強度鋼板。
画
F (S)=112Si+98Mn+218P + 317Al+9Cr+56Mo
2
+ 8ΝΪ+1417Β ---(7)
F (P) = 500 X Nb + 1000 X Ti ---(8)
3
F (S)+F (P)≤360 … (9)
2 3
ただし、（7)式、（8)式中、各添加元素には、その添加元素の構成比率 (質量％)を 代入するものとする
[5] 質量％で、 Nb:0.72%以下及び Ti:0.36%以下のうちの少なくとも 1種を含有す ることを特徴とする請求項 3又は 4に記載の高強度鋼板。
[6] 質量％で、 P: 2%以下及び A1: 18%以下のうちの少なくとも 1種を含有することを特 徴とする請求項 4又は 5に記載の高強度鋼板。
[7] 質量％で、 Si: 5%以下、 Mn:3.5%以下、 Cr:l.5%以下、 Mo:0.7%以下、 Ni
： 10%以下及び B:0.003%以下であることを特徴とする請求項 3〜6のいずれかに 記載の高強度鋼板。
[8] 請求項 1〜7のいずれかに記載の高強度鋼板の製造方法であって、金属組織がフ ライト相と硬質第 2相とからなる熱間圧延鋼板に、加工度指数 Dが下記（10)式を満 たす冷間圧延を行!ヽ、その後下記（11)式を満たす焼鈍を行うことを特徴とする高強 度鋼板の製造方法。
[数 5]
D=dXt/t≤1 ---(10)
0
(d:硬質第 2相の平均間隔 m)、 t:冷間圧延後の板厚、 t：熱間圧延後冷間圧延
0
前の板厚）
680< -40 X log (ts) +Ts< 770
(ts：保持時間 (秒)、 Ts：保持温度 (°C)、 log (ts)は tsの常用対数）
[9] 前記熱間圧延鋼板の板厚方向にぉ 、て、硬質第 2相の平均間隔が 5 μ m以下であ ることを特徴とする請求項 8に記載の高強度鋼板の製造方法。
PCT/JP2005/022008 2004-12-03 2005-11-30 高強度鋼板及びその製造方法 WO2006059653A1 (ja)

Priority Applications (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
DE112005003112T DE112005003112B4 (de) 2004-12-03 2005-11-30 Hochfestes Stahlblech und Verfahren zu dessen Herstellung
CN2005800405863A CN101065509B (zh) 2004-12-03 2005-11-30 高强度钢板及其制造方法
US11/792,090 US7754030B2 (en) 2004-12-03 2005-11-30 High strength steel sheet and method for production thereof

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2004351139A JP4681290B2 (ja) 2004-12-03 2004-12-03 高強度鋼板及びその製造方法
JP2004-351139 2004-12-03

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2006059653A1 true WO2006059653A1 (ja) 2006-06-08

Family

ID=36565086

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2005/022008 WO2006059653A1 (ja) 2004-12-03 2005-11-30 高強度鋼板及びその製造方法

Country Status (6)

Country Link
US (1) US7754030B2 (ja)
JP (1) JP4681290B2 (ja)
KR (1) KR20070086676A (ja)
CN (1) CN101065509B (ja)
DE (1) DE112005003112B4 (ja)
WO (1) WO2006059653A1 (ja)

Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2007138752A1 (ja) * 2006-06-01 2007-12-06 Honda Motor Co., Ltd. 高強度鋼板およびその製造方法
EP2224029A1 (en) * 2007-12-05 2010-09-01 Honda Motor Co., Ltd. High-strength steel sheet, automotive strengthening member comprising the same, and process for producing automotive strengthening member
CN101460644B (zh) * 2006-06-01 2011-04-20 本田技研工业株式会社 高强度钢板及其制造方法
US8778097B2 (en) 2008-05-27 2014-07-15 Posco Low specific gravity and high strength steel sheets with excellent ridging resistibility and manufacturing methods thereof

Families Citing this family (26)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2008095639A (ja) * 2006-10-13 2008-04-24 Nuclear Services Co 圧縮機用ダイアフラム
EP2202327B1 (en) * 2007-10-25 2020-12-02 JFE Steel Corporation Method for manufacturing a high-strength galvanized steel sheet with excellent formability
KR101115761B1 (ko) * 2008-12-26 2012-06-12 주식회사 포스코 표면 탈탄이 억제된 강재 및 제조방법
JP5074456B2 (ja) * 2009-06-03 2012-11-14 本田技研工業株式会社 車両用強度部材
JP4737319B2 (ja) 2009-06-17 2011-07-27 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性および耐疲労特性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5453973B2 (ja) * 2009-07-15 2014-03-26 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板およびその製造方法
WO2011135700A1 (ja) 2010-04-28 2011-11-03 住友金属工業株式会社 動的強度に優れた複相熱延鋼板およびその製造方法
JP5252128B2 (ja) 2010-05-27 2013-07-31 新日鐵住金株式会社 鋼板およびその製造方法
JP5765092B2 (ja) 2010-07-15 2015-08-19 Ｊｆｅスチール株式会社 延性と穴広げ性に優れた高降伏比高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
KR101531453B1 (ko) 2010-10-18 2015-06-24 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 고속 변형 하에서의 균일 연성 및 국부 연성이 우수한 열연 강판, 냉연 강판 및 도금 강판
JP5703181B2 (ja) * 2011-09-21 2015-04-15 原電事業株式会社 圧縮機用ダイアフラム
US9809874B2 (en) 2012-04-10 2017-11-07 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Steel sheet suitable for impact absorbing member and method for its manufacture
TWI484049B (zh) 2012-07-20 2015-05-11 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Steel
JP5610102B2 (ja) 2012-08-21 2014-10-22 新日鐵住金株式会社 鋼材
KR101709879B1 (ko) 2012-12-06 2017-02-23 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 강재 및 충격 흡수 부재
JP5920256B2 (ja) * 2013-03-19 2016-05-18 Ｊｆｅスチール株式会社 硬さの熱安定性に優れた硬質冷延鋼板およびその製造方法
WO2015177582A1 (fr) 2014-05-20 2015-11-26 Arcelormittal Investigación Y Desarrollo Sl Tôle d'acier doublement recuite à hautes caractéristiques mécaniques de résistance et ductilité, procédé de fabrication et utilisation de telles tôles
US10199910B2 (en) * 2014-10-03 2019-02-05 Ford Global Technologies, Llc Motor core formed from a single steel source and having separately processed rotor and stator laminations
EP3214197B1 (en) * 2014-10-30 2019-01-09 JFE Steel Corporation High-strength steel sheet and method for manufacturing same
BR112017014686A2 (pt) * 2015-01-14 2018-01-09 Ak Steel Properties Inc aço bifásico com propriedades aprimoradas
CN106198592A (zh) * 2016-07-01 2016-12-07 北京北冶功能材料有限公司 一种镍基高温合金中析出相体积分数的测量方法
US10240224B2 (en) 2016-08-12 2019-03-26 GM Global Technology Operations LLC Steel alloy with tailored hardenability
JP6372633B1 (ja) 2016-11-16 2018-08-15 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
KR102296840B1 (ko) * 2019-12-16 2021-09-01 주식회사 포스코 연성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조방법
CN113884491B (zh) * 2021-11-22 2024-10-18 广东韶钢松山股份有限公司 一种碳素结构钢相含量测定方法及应用
CN114672752A (zh) * 2022-05-30 2022-06-28 山西建龙实业有限公司 用于改善盘扣式脚手架用高强直缝焊管焊缝质量的方法

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH11152544A (ja) * 1997-09-11 1999-06-08 Kawasaki Steel Corp 超微細粒を有する加工用熱延鋼板及びその製造方法並びに冷延鋼板の製造方法
JP2002053935A (ja) * 2000-02-29 2002-02-19 Kawasaki Steel Corp 歪時効硬化特性に優れた高張力冷延鋼板およびその製造方法
JP2002256390A (ja) * 2001-02-27 2002-09-11 Sumitomo Metal Ind Ltd 高成形性鋼板およびその製造方法

Family Cites Families (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3370875B2 (ja) 1996-11-18 2003-01-27 株式会社神戸製鋼所 耐衝撃性に優れた高強度鋼板及びその製造方法
WO1999013123A1 (fr) 1997-09-11 1999-03-18 Kawasaki Steel Corporation Plaque d'acier laminee a chaud contenant des particules hyperfines, son procede de fabrication et procede de fabrication de plaques d'acier laminees a froid
JP2961263B1 (ja) * 1998-08-28 1999-10-12 大阪大学長 繰り返し重ね接合圧延による超微細組織高強度金属板の製造方法
EP1201780B1 (en) * 2000-04-21 2005-03-23 Nippon Steel Corporation Steel plate having excellent burring workability together with high fatigue strength, and method for producing the same
JP2002073152A (ja) 2000-08-24 2002-03-12 Sintokogio Ltd 鋳造ラインにおける集塵機の運転モニタシステム
JP3814134B2 (ja) 2000-09-21 2006-08-23 新日本製鐵株式会社 加工時の形状凍結性と衝撃エネルギー吸収能に優れた高加工性高強度冷延鋼板とその製造方法
WO2002024968A1 (fr) * 2000-09-21 2002-03-28 Nippon Steel Corporation Tole d'acier presentant de bonnes caracteristiques de gel de forme et procede permettant de produire cette tole
JP4189133B2 (ja) * 2001-03-27 2008-12-03 独立行政法人科学技術振興機構 普通低炭素鋼を低ひずみ加工・焼鈍して得られる超微細結晶粒組織を有する高強度・高延性鋼板およびその製造方法
KR100949694B1 (ko) * 2002-03-29 2010-03-29 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 초미세입자 조직을 갖는 냉연강판 및 그 제조방법

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH11152544A (ja) * 1997-09-11 1999-06-08 Kawasaki Steel Corp 超微細粒を有する加工用熱延鋼板及びその製造方法並びに冷延鋼板の製造方法
JP2002053935A (ja) * 2000-02-29 2002-02-19 Kawasaki Steel Corp 歪時効硬化特性に優れた高張力冷延鋼板およびその製造方法
JP2002256390A (ja) * 2001-02-27 2002-09-11 Sumitomo Metal Ind Ltd 高成形性鋼板およびその製造方法

Cited By (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2007138752A1 (ja) * 2006-06-01 2007-12-06 Honda Motor Co., Ltd. 高強度鋼板およびその製造方法
CN101460644B (zh) * 2006-06-01 2011-04-20 本田技研工业株式会社 高强度钢板及其制造方法
US8177924B2 (en) 2006-06-01 2012-05-15 Honda Motor Co., Ltd. High-strength steel sheet and process for producing the same
EP2224029A1 (en) * 2007-12-05 2010-09-01 Honda Motor Co., Ltd. High-strength steel sheet, automotive strengthening member comprising the same, and process for producing automotive strengthening member
EP2224029A4 (en) * 2007-12-05 2011-02-02 Honda Motor Co Ltd HIGH-RESISTANCE STEEL PLATE, THIS COMPREHENSIVE AUTOMOTIVE ELEMENT ELEMENT AND METHOD FOR MANUFACTURING AN AUTOMOTIVE ELEMENT
US8263234B2 (en) 2007-12-05 2012-09-11 Honda Motor Co., Ltd. High-strength steel sheet, strength member for vehicles using the same, and method for producing strength member for vehicles
US8778097B2 (en) 2008-05-27 2014-07-15 Posco Low specific gravity and high strength steel sheets with excellent ridging resistibility and manufacturing methods thereof

Also Published As

Publication number Publication date
US20080131305A1 (en) 2008-06-05
US7754030B2 (en) 2010-07-13
JP2006161077A (ja) 2006-06-22
KR20070086676A (ko) 2007-08-27
JP4681290B2 (ja) 2011-05-11
DE112005003112T5 (de) 2008-04-17
DE112005003112B4 (de) 2013-04-18
CN101065509A (zh) 2007-10-31
CN101065509B (zh) 2010-05-05

Similar Documents

Publication Publication Date Title
WO2006059653A1 (ja) 高強度鋼板及びその製造方法
JP5095958B2 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
EP2039791B1 (en) High-strength steel sheet and process for producing the same
JP3039862B1 (ja) 超微細粒を有する加工用熱延鋼板
JP5463685B2 (ja) 加工性および耐衝撃性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
KR101716727B1 (ko) 저항복비 고강도 냉연 강판 및 그의 제조 방법
WO2010029983A1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
WO2011111333A1 (ja) 高強度プレス部材およびその製造方法
WO2012020511A1 (ja) 加工性および耐衝撃性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
KR20070061859A (ko) 신장과 구멍 확장성이 우수한 고강도 박강판 및 그 제조방법
WO1999013123A1 (fr) Plaque d&#39;acier laminee a chaud contenant des particules hyperfines, son procede de fabrication et procede de fabrication de plaques d&#39;acier laminees a froid
KR20080093883A (ko) 고-강도 열간 압연 강판 및 그의 제조 방법
JP5509909B2 (ja) 高強度熱延鋼板の製造方法
JP3433687B2 (ja) 加工性に優れた高張力熱延鋼板およびその製造方法
JP5338257B2 (ja) 延性に優れた高降伏比超高張力鋼板およびその製造方法
JP4710558B2 (ja) 加工性に優れた高張力鋼板およびその製造方法
JP2000290748A (ja) 耐切欠き疲労特性に優れる加工用熱延鋼板およびその製造方法
JP2007321208A (ja) 高強度鋼の製造方法
WO2021070639A1 (ja) 高強度鋼板および衝撃吸収部材ならびに高強度鋼板の製造方法
JP5532791B2 (ja) 高強度熱延鋼板およびその製造方法
KR20220058939A (ko) 고강도 강판 및 충격 흡수 부재 그리고 고강도 강판의 제조 방법
JP3758542B2 (ja) 自動車用部材の素材に適した伸びと伸びフランジ性がともに優れた高張力鋼板
JP5017751B2 (ja) プレス成形性と歪時効硬化特性に優れた高延性熱延鋼板およびその製造方法
JP5515623B2 (ja) 高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP4848586B2 (ja) 微細組織を有する加工用高張力熱延鋼板の製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
AK Designated states

Kind code of ref document: A1

Designated state(s): AE AG AL AM AT AU AZ BA BB BG BR BW BY BZ CA CH CN CO CR CU CZ DE DK DM DZ EC EE EG ES FI GB GD GE GH GM HR HU ID IL IN IS KE KG KM KN KP KR KZ LC LK LR LS LT LU LV LY MA MD MG MK MN MW MX MZ NA NG NI NO NZ OM PG PH PL PT RO RU SC SD SE SG SK SL SM SY TJ TM TN TR TT TZ UA UG US UZ VC VN YU ZA ZM ZW

AL Designated countries for regional patents

Kind code of ref document: A1

Designated state(s): BW GH GM KE LS MW MZ NA SD SL SZ TZ UG ZM ZW AM AZ BY KG KZ MD RU TJ TM AT BE BG CH CY CZ DE DK EE ES FI FR GB GR HU IE IS IT LT LU LV MC NL PL PT RO SE SI SK TR BF BJ CF CG CI CM GA GN GQ GW ML MR NE SN TD TG

121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application
WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 200580040586.3

Country of ref document: CN

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 11792090

Country of ref document: US

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 1120050031128

Country of ref document: DE

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 1020077014569

Country of ref document: KR

122 Ep: pct application non-entry in european phase

Ref document number: 05811741

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

RET De translation (de og part 6b)

Ref document number: 112005003112

Country of ref document: DE

Date of ref document: 20080417

Kind code of ref document: P

WWP Wipo information: published in national office

Ref document number: 11792090

Country of ref document: US

REG Reference to national code

Ref country code: DE

Ref legal event code: 8607