JPH10130776A - 高延性型高張力冷延鋼板 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 連続鋳造設備を用いた通常の手法によっても
安定製造が可能で自動車車体用等に好適な“成形性，表
面性状並びに衝撃吸収能に優れた高延性型高強度鋼板”
を提供する。 【解決手段】 Ｃ：0.06〜0.25％，Si:2.5％以下，Mn:
0.5〜 3.0％，Ｐ:0.1％以下，Ｓ：0.03％以下，Al:0.1
〜 2.5％，Ti:0.003〜0.08％，Ｎ：0.01％以下を含む
か、必要により適量のNi，Cr，Mo，Cu，Nb，Ｖ，Zr，Ｂ
の１種以上をも含み、かつTi含有量が「 (48/14)Ｎ≦Ti
≦ (48/14)Ｎ＋ (48/32)Ｓ＋0.01」を満足していて、冷
延−再結晶焼鈍後の組織が体積率で５％以上の残留オ−
ステナイトを含んだ組織となる如くに、高延性型高張力
冷延鋼板を構成する。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】この発明は、表面性状並びに衝撃
吸収性に優れていて、“軽量化による燃費向上”と“衝
突時の衝撃吸収性向上”が追求されている自動車車体用
鋼板として好適な高延性型高張力冷延鋼板に関するもの
である。

【０００２】

【従来技術とその課題】近年、自動車の燃費向上を目的
として車体用鋼板を薄肉化することによる車体の軽量化
が積極的に進められているが、一方で、自動車の衝突安
全に対する法規制が強化される傾向にあり、単純に薄肉
化による軽量化だけではこれらに対応することができな
い情勢となりつつある。

【０００３】そこで、自動車車体用鋼板に関しては、薄
肉化と同時に衝撃吸収性能改善につながる一層の高強度
化が求められ、薄肉化に当ってはより高い強度レベルの
高強度鋼板を適用する必要に迫られていた。ところが、
一般的に鋼板の高強度化は成形性を劣化させるのでプレ
ス成形時の不具合（割れ）発生につながり、強度レベル
の高い高強度鋼板を適用するためには“高強度化による
成形性の劣化”という問題を克服する必要があった。

【０００４】もっとも、これまでにも、高延性を示す高
張力鋼板を提供して上記問題を打破すべく「Ｃ：0.30〜
0.55％（以降、 成分割合を表す％は重量％とする），S
i:0.7〜2.0 ％，Mn:0.5〜2.0 ％を含む鋼板をオ−ステ
ナイト単相域に加熱後、 ６５０〜７５０℃に４〜１５秒
保持し、 続いてその冷却過程の４５０〜６５０℃間で合
計１０〜５０秒の保持を行うことにより“マルテンサイ
トあるいはベイナイト中に体積率で１０％以上のフェラ
イトと残留オ−ステナイトを含む混合組織”を実現して
“高延性を示す高張力鋼板”とする方法」が提案されて
いる（特開昭６０−４３４６４号公報）。

【０００５】また、特開昭６１−１５７６２５号公報に
は、「Ｃ：0.12〜0.55％，Si:0.4〜1.8 ％，Mn:0.2〜
2.5％のほか、 必要により適量のＰ，Ni，Cu，Cr，Ti，N
b，Ｖ及びMoの１種以上を含む鋼板を“フェライト＋オ
−ステナイト２相域”に加熱した後、 冷却途中の５００
〜３５０℃の温度域で３０秒〜３０分間保持することに
より“フェライト＋ベイナイト＋残留オ−ステナイト混
合組織”を実現して“高延性を示す高張力鋼板”とする
方法」が提案されている。

【０００６】しかし、これらの提案になる高張力鋼板は
“加工時の変形中に残留オ−ステナイトが歪誘起変態を
起こして大きな伸びを示す現象（変態誘起塑性）”を利
用して高延性を確保したものであるが、実際には加工に
よる変態誘起塑性が変形初期に発現されてしまうために
局部延性（穴拡げ性等）が劣っており、また強度的にも
５９０Ｎ/mm²級強度を得ることは困難で、自動車用鋼板
に求められている性能を十分に満足するものではなかっ
た。

【０００７】そこで、局部延性劣化の問題を解決し、穴
拡げ性等を含めた成形性に優れると共に５９０Ｎ/mm²級
の強度レベルをも確保できる高張力鋼板として、Alを炭
化物生成の抑制と残留オ−ステナイトの安定化を図る元
素として利用したAl添加型の“残留オ−ステナイトを含
む高張力鋼板（残留γ鋼板）”に関する提案がなされた
（特開平５−７０８８６号公報，特開平６−１４５７８
８号公報）。

【０００８】また、特開平６−１４５８０８号公報に
は、Siを炭化物生成の抑制と残留オ−ステナイトの安定
化を図る元素として利用したSi添加型の残留γ鋼板に関
して、自動車衝突時の衝撃を吸収する性能を向上させる
べく“高衝撃吸収特性に及ぼす残留オ−ステナイト形
態”について検討した経過や、それにより明らかとなっ
た“最適な形態を得るための化学成分及び製造プロセ
ス”が開示されている。

【０００９】このように、自動車の衝突安全規制が強化
される中で衝撃吸収性に優れた鋼板について検討が進
み、「衝撃時のエネルギ−吸収性は変形時の抵抗力と変
形量の積分値で評価することができ、 塑性変形に伴って
高い加工硬化特性と高延性を示す材料が衝撃吸収性に優
れている」との知見も得られていたことから、衝撃吸収
性能の面から見ても高加工硬化並びに高延性を示す残留
γ鋼板が優れているとして実車への適用が検討されつつ
ある。

【００１０】ただ、新しく提案された前記残留γ鋼も、
「成分並びに製造プロセスによって加工硬化挙動並びに
延性が敏感に変化し、 工業的規模で狙いとする“高延性
で衝撃吸収性に優れた高張力鋼板”を安定して製造する
ことが非常に困難である」という問題を十分に克服でき
るものではない。つまり、より優れた衝撃吸収性を得る
ためには低歪〜高歪域にかけて高い加工硬化特性を示す
ことが重要であるが、残留γ鋼板では、オ−ステナイト
（γ）中のＣ濃度が低いと低歪においても残留オ−ステ
ナイトが過度にマルテンサイトに変態してしまって高歪
域で高加工硬化を示さず、また残留オ−ステナイト量が
少なければ優れた延性が得られない等といった不都合が
認められ、これらの不都合を来たさない性能の安定した
高張力鋼板を工業的規模で安定に量産する技術の開発が
急がれていた。

【００１１】なお、低歪域から高歪域まで高い加工硬化
を得るために必要な“オ−ステナイト中Ｃ濃度の向上”
にはSiよりもオ−ステナイト中へのＣの固溶限を拡げる
作用が強いAlを利用する方が好ましく、オ−ステナイト
中へのＣの固溶限が拡がれば生成する残留オ−ステナイ
ト中のＣ濃度も高くなることから、Si添加型よりもAl添
加型の残留γ鋼板の方が衝撃吸収特性の観点から有利で
はないかと考えられたが、このAl添加型の残留γ鋼板の
挙動はSi添加型のものに比べてなお不明な点が多く、例
えば、オ−ステナイト中へのＣの固溶限を拡げる作用の
強いAlが添加されているので高歪域付近ではSi添加型の
ものに比べて高い加工硬化能を示すものの、逆に低歪域
ではSi添加型のものに比べて加工硬化能が小さいといっ
た問題を有していた。しかしながら、それでもAl添加型
残留γ鋼板の方が低歪〜高歪域にかけての広い領域で比
較的良好な加工硬化特性を示すので、Al添加型残留γ鋼
板の衝撃吸収特性を安定して向上させる手法の確立は産
業上極めて重要であると言わねばならなかった。それに
加えて、高Al添加型鋼板を製造する場合には「連続鋳造
時にAlＮ生成によるスラブの表面キズが発生しやすく、
これが製品にまで持ち来たされやすい」という問題もあ
り、自動車車体用等のAl添加型残留γ鋼板を製造するに
当ってはこのような問題の解決も欠かせない事項であ
る。

【００１２】このようなことから、本発明の目的は、自
動車車体用等に供される高張力鋼板の前記問題を解決
し、連続鋳造設備を用いた通常の手法によっても安定し
た製造が可能な“成形性，表面性状並びに衝撃吸収能に
優れた高延性型高強度鋼板”を提供することに置かれ
た。

【００１３】

【課題を解決するための手段】本発明者等は、上記目的
を達成すべく、特にAl添加型残留γ鋼板の衝撃吸収特性
に着目しつつ研究を重ねた結果、「Al添加型残留γ鋼板
におけるＣ，Mn，Ｐ，Ｓ及びＮの含有量をそれぞれ適正
範囲に規制した上で、 Ｎ及びＳの含有量を勘案した適量
のTiを添加してやると、 Al添加型残留γ鋼に認められた
前記諸問題が払拭され、 優れた成形加工性を有しながら
も低歪域から高歪域まで高い加工硬化性能を示す上に、
常法通りの連続鋳造を経る製造工程によっても良好な表
面性状が安定して確保されるようになる」との新たな知
見を得ることができた。

【００１４】即ち、Al添加型残留γ鋼板において、まず
Ｃ，Mn，Ｐ及びＳの含有量を調整することで成形性を良
好域に安定させることができたが、これに加えてＮ量を
規制した上での適量のTi添加が表面性状及び加工硬化性
能の改善に極めて効果的に作用し、自動車車体用鋼板に
求められている高度な衝撃吸収性，加工性，表面性状の
確保に大きく貢献することを見出したのである。

【００１５】より具体的には、例えばAl添加型残留γ鋼
に適量のTiを添加した場合の個々に捕らえうるTiの作用
として、次のものを確認した。 a) Ti添加によりＮがTiＮとして固定されるのでAlＮの
生成が抑制され、連続鋳造時におけるスラブの脆性割れ
が抑えられるので、表面性状の優れた鋼片が得られ、従
って冷間圧延後の鋼板も優れた表面性状を安定して有す
るようになる。 b) 前述したように、Al添加型残留γ鋼はどちらかと言
えば高歪域において高い加工硬化特性を示し、低歪域で
はSi添加型のものに比べて加工硬化性能は小さいが、Ti
添加がなされると析出硬化によってフェライト地の強化
がなされ、低歪域で加工硬化が小さいという弱点が変形
抵抗力の増大によって補われて十分に優れた衝撃吸収性
能を発揮するようになる。

【００１６】本発明は上記知見事項等を基に完成された
ものであり、次の高延性型高張力冷延鋼板を提供するも
のである。 Ｃ：0.06〜0.25％， Si： 2.5％以下， Mn： 0.5〜 3.0％， Ｐ： 0.1％以下， Ｓ：0.03％以下， Al： 0.1〜 2.5％， Ti： 0.003〜0.08％， Ｎ：0.01％以下 を含むと共に残部がFe及び不可避的不純物から成り、か
つTi含有量が (48/14)Ｎ ≦ Ti ≦ (48/14)Ｎ＋ (48/32)Ｓ＋0.01 なる関係を満足していて、冷延−再結晶焼鈍後の組織が
体積率で５％以上の残留オ−ステナイトを含んだ組織で
あることを特徴とする、表面性状並びに衝撃吸収性に優
れた高延性型高張力冷延鋼板。 Ｃ：0.06〜0.25％， Si： 2.5％以下， Mn： 0.5〜 3.0％， Ｐ： 0.1％以下， Ｓ：0.03％以下， Al： 0.1〜 2.5％， Ti： 0.003〜0.08％， Ｎ：0.01％以下 を含有し、更に Ni： 0.1％以下， Cr： 1.0％以下， Mo： 0.6％以下， Cu： 1.0％以下， Nb：0.05％以下， Ｖ：0.08％以下， Zr：0.05％以下， Ｂ： 0.003％以下 の１種以上をも含むと共に残部がFe及び不可避的不純物
から成り、かつTi含有量が (48/14)Ｎ ≦ Ti ≦ (48/14)Ｎ＋ (48/32)Ｓ＋0.01 なる関係を満足していて、冷延−再結晶焼鈍後の組織が
体積率で５％以上の残留オ−ステナイトを含んだ組織で
あることを特徴とする、表面性状並びに衝撃吸収性に優
れた高延性型高張力冷延鋼板。

【００１７】なお、本願発明に係る高延性型高張力冷延
鋼板は、冷間圧延によって製品とされた後、再結晶焼鈍
を施したままで自動車車体用材料等として適用できるこ
とは言うまでもないが、溶融亜鉛メッキ鋼板や電気メッ
キ鋼板等の形態で使用できることも勿論である。

【００１８】以下、本発明において、鋼板の“化学組
成”並びに“冷延−再結晶焼鈍後の組織”を前記の如く
に限定した理由を述べる。 (A) 鋼板の化学組成 Ｃ：Ｃは鋼の強化成分であると共に、本発明鋼板が特徴
とする“変態誘起塑性による延性の向上”に必要な残留
オ−ステナイトの生成量及び安定性に大きく影響を与え
る元素でもある。即ち、オ−ステナイト安定元素である
Ｃは２相域時又はベイナイト変態時にフェライト中から
オ−ステナイト中へ濃化してオ−ステナイトの化学的安
定度を向上させるので、室温にてもオ−ステナイトが残
留するのを助長するように作用する。しかしながら、Ｃ
含有量が0.06％未満では本発明で規定する５％以上の残
留オ−ステナイトを確保することが困難であり、一方、
0.25％を超えてＣを含有させると溶接性の劣化や過剰な
強度上昇を招く。従って、Ｃ含有量は0.06〜0.25％と定
めた。

【００１９】Si：Siは、セメンタイトに固溶することな
くその析出を抑制する元素であり、従ってオ−ステナイ
トからの変態を遅れさせてオ−ステナイト中へのＣ濃化
を促す作用を発揮する。そして、この作用によって残留
オ−ステナイトの安定度が増すため、室温における“変
態誘起塑性を示す残留オ−ステナイト”の確保が容易化
する。しかしながら、Siは酸化物生成元素であり、また
Si含有量が 2.5％を超えると島状スケ−ルが生成して酸
洗性を低下させると共にフラッシュバット溶接性を劣化
するようになることから、Si含有量は 2.5％と定めた。
なお、本発明鋼板はSiと同様な作用を発揮するAlの添加
を前提としているが、Si添加により残留オ−ステナイト
の生成量が増すという好ましい結果が得られるので、望
ましくは 0.5％以上のSi添加を行うのが良い。

【００２０】Mn：Mnはオ−ステナイト安定化元素であ
り、更に鋼板を冷却する途上でオ−ステナイトがパ−ラ
イトへ分解するのを防ぐ作用をも発揮する。しかしなが
ら、Mn含有量が 0.5％未満では前記作用による所望の効
果が得られず、一方、 3.0％を超えてMnを含有させると
鋼板の焼入れ性が過剰に高まって過度の強度上昇，延性
劣化を招くことから、Mn含有量は 0.5〜 3.0％と定め
た。

【００２１】Ｐ：Ｐも、SiやAlと同様にフェライト生成
に影響を与える元素であるが、本発明鋼板においてはAl
添加が必須であるのでＰ添加量の下限については規定す
る必要はない。しかしながら、 0.1％を超えてＰを含有
させると耐二次加工性の劣化が顕著化することから、Ｐ
含有量は 0.1％以下と定めた。

【００２２】Ｓ：Ｓは残留オ−ステナイトの生成に影響
を及ぼさないものの、Ｓ量の増加に伴いＡ系介在物が多
数生成するために穴拡げ性の劣化をもたらす。そして、
この傾向はＳ含有量が0.03％を超えると顕著化すること
から、Ｓ含有量を0.03％以下に規制した。

【００２３】Ti：Tiは本発明鋼板において極めて重要な
元素であり、鋳込時の表面割れの原因であるAlＮ生成を
抑制し、ＮをTiＮとして析出固定する作用を発揮する。
そして、この作用による析出硬化によってフェライト地
を強化し変形抵抗力を増大することで、低歪域での加工
硬化能を補い、Al添加型残留γ鋼の衝撃吸収特性改善に
寄与する。しかしながら、「Ti＜ (48/14)Ｎ」のときは
ＮをTiＮとして完全に固定することができずにスラブ表
面割れの要因となるAlＮが生成する。また、「Ti＞(48/
14)Ｎ＋ (48/32)Ｓ＋0.01」であるか、又はTi含有量が
0.08％を超える場合には、TiＣの生成量が増大し、析出
強化による過度の強度上昇が生じたり、オ−ステナイト
中に濃化するＣ量の絶対量が低下しＣ濃化によるオ−ス
テナイトの化学的安定への効果が少なくなって残留オ−
ステナイト生成量が減り、延性が劣化する。ところで、
Ti量が 0.003％の時に「 (48/14)Ｎ≦Ti」なる条件を満
たすためにはＮ量を0.0009％未満とする必要があり、こ
のような領域にまでＮ含有量を低減することは現状の製
鋼技術レベルでは極めて困難で実際的ではない。従っ
て、Ti含有量は 0.003〜0.08％の範囲であって、かつ (48/14)Ｎ ≦ Ti ≦ (48/14)Ｎ＋ (48/32)Ｓ＋0.01 の条件を満たすように調整することと定めた。

【００２４】Al：Alは、Siと同様、室温において安定し
た残留オ−ステナイトの確保に欠かせない成分である。
また、Alもセメンタイトに固溶せず、３５０〜６００℃
での等温保持（ベイナイト変態時）の際にもセメンタイ
トの析出を抑制し、変態を遅れさせる作用を発揮する。
ただ、AlはSiよりもフェライト形成能が強いので、Al添
加の場合には変態開始がSi添加の場合よりも速くなって
極く短時間の保持においても２相共存温度域での焼鈍時
にオ−ステナイト中にＣが濃化されるようになる。その
ため、Al添加を行った場合には一層のオ−ステナイトの
化学的安定性を図ることができ、結果として生成したオ
−ステナイトのＣ濃度が高くなる上、生成する残留オ−
ステナイト量が多くなって高歪域においても高い加工硬
化特性を示すようになる。しかしながら、Al含有量が
0.1％未満であると上記効果を十分に確保することがで
きず、一方、 2.5％を超えてAlを含有させると酸洗・冷
間圧延の連続ライン通板時に適用されるフラッシュバッ
ト溶接での溶接性が劣化する上にコスト上昇を招くよう
になることから、Al含有量は 0.1〜 2.5％と定めた。

【００２５】Ｎ：Ｎの含有量は鋼板の表面性状を劣化す
るAlＮの生成量に大きな影響を及ぼし、Ｎ含有量が過大
になるとTiによるＮの固定が叶わなくなってAlＮが形成
されるようになり、鋼板の表面性状が劣化する。そし
て、Ｎ含有量が0.01％を超えるとＮをTiＮとして固定す
るために必要なTiの量が増大し、本発明で規定するTi量
ではＮを固定し切れなくなることから、Ｎ含有量は0.01
％以下に規制することと定めた。

【００２６】Ni，Cr，Mo，Cu，Nb，Ｖ，Zr及びＢ：これ
らの成分は、鋼板に更なる強度を確保したり鋼板組織の
細粒化，耐食性の向上を目的として必要に応じて１種又
は２種以上が添加されるが、これら個々の成分の作用は
次の通りである。

【００２７】a) Ni Niは、Mnと同様、オ−ステナイトを安定化させる作用を
有しているので必要に応じて含有せしめられるが、多量
添加するとコスト上昇並びに過度の強度上昇を招くこと
から、その上限を 0.1％と定めた。

【００２８】b) Cr Crも、Mnと同様、オ−ステナイトを安定化させる作用を
有しているので必要に応じて含有せしめられるが、多量
添加するとコスト上昇を招くほか、焼入れ性を不必要に
高めて過度の強度上昇を招くことから、その上限を 1.0
％と定めた。

【００２９】c) Mo Moは、SiやAlと同様、炭化物の生成を抑制する働きを通
じてオ−ステナイトの残留に効果をもたらす元素であ
り、その添加によって炭化物生成が抑制されると共にマ
ルテンサイト変態温度が低温化して残留オ−ステナイト
を安定させる作用がもたらされる。従って、必要に応じ
て含有せしめられる成分であるが、多量添加するとコス
ト上昇を招くほか、焼入れ性を不必要に高めて過度の強
度上昇を生じることから、その上限を 0.6％と定めた。

【００３０】d) Cu Cuはメッキしない状態での鋼板の耐食性を向上させる作
用を有しているので、非メッキ状態の鋼板の耐食性改善
のために添加しても良い。しかし、過度の添加を行うと
スラブでのCuチェッキングのために熱間加工性の劣化を
招き、これを抑制するためにNiとの複合添加が必須とな
ってくることから、その上限を 1.0％と定めた。

【００３１】e) Nb Nbは、適度にオ−ステナイトのパ−ライト変態を抑制す
る作用を有しており、これによって残留オ−ステナイト
を得るための冷却速度制約条件を緩和する効果を発揮す
る。従って、必要に応じて含有せしめられるが、0.05％
を超えて添加しても上記効果は飽和し経済的に不利とな
る。そのため、Nb含有量の上限は0.05％と定めた。

【００３２】f) Ｖ Ｖも、マルテンサイト変態温度を低温化して残留オ−ス
テナイトを安定させ作用を有しているので必要に応じて
含有せしめられるが、多量添加はコスト上昇をもたらす
上、焼入れ性を不必要に高めて過度の強度上昇を生じ
る。従って、Ｖ含有量の上限を0.08％と定めた。

【００３３】g) Zr Zrは、介在物の形状を調整し熱延鋼板のの冷間加工性を
改善する作用を有しているので必要に応じて含有せしめ
られるが、多量添加するとかえって加工性の劣化を招く
ことから、Zrの上限を0.05％と定めた。

【００３４】h) Ｂ Ｂは、粒界を強化し耐二次加工脆性を上昇させる作用を
有しているので必要に応じて含有せしめられるが、 0.0
03％を超える添加ではその効果が飽和する。従って、Ｂ
含有量の上限を 0.003％と定めた。

【００３５】(B) 冷延−再結晶焼鈍後の組織 本発明鋼板の延性は残留オ−ステナイトの体積率に左右
され、この体積率が５％未満ではオ−ステナイトの歪誘
起変態による延性の向上は期待できない。従って、冷延
−再結晶焼鈍後の組織を「体積率で５％以上の残留オ−
ステナイトを含んだ組織」と限定した。

【００３６】なお、本発明に係る鋼板は次のように製造
することができる。まず、常法通りに転炉等で目的とす
る化学組成の鋼を溶製し、連続鋳造にてスラブとなした
後、熱間のまま熱間圧延を行うか、又は一旦室温まで冷
却したものを加熱した後に熱間圧延を行って熱延鋼板と
する。熱間圧延は常法通りの条件で行えば良いが、冷間
圧延時の負荷や酸洗性の観点から熱間圧延後の巻取は５
００〜７００℃とすることが推奨される。

【００３７】巻取った熱延コイルは、次いで、常法通り
に酸洗してから冷間圧延に供する。冷間圧延条件も特に
限定する必要はないが、冷間圧延時の通板性からすれば
冷間圧延率は４５％以上とするのが良い。

【００３８】冷間圧延を施して得られた冷延鋼板は、使
用に当って再結晶焼鈍が施される。この再結晶焼鈍で
は、残留γ鋼板を得るために適用されていた常法通りの
条件を採用すれば良い。即ち、再結晶焼鈍では〔フェラ
イト＋オ−ステナイト２相域〕に加熱してγ中へのＣ濃
化を図る必要があるので、加熱温度を２相域温度とす
る。また、熱間圧延で生成した炭化物の再固溶，オ−ス
テナイト中へのＣ濃化を図るために、再結晶焼鈍での加
熱保持時間は２０〜５０秒が必要である。ただ、１５０
秒以上の長時間焼鈍は生産性の劣化を招くので好ましく
ない。次に、フェライトからオ−ステナイトへのＣ濃化
を図るため、６５０〜７５０℃の温度域を２℃/sec以上
で徐冷する。そして、過時効にてベイナイト変態を進行
させ、オ−ステナイト中へのＣ濃化をより促進する。こ
こで、過時効の温度が４８０℃以上では炭化物が生成す
るためオ−ステナイト中へのＣ濃化が図れず、また３５
０℃以下では強度上昇による延性の劣化を招くので注意
を要する。更に、過時効時間が１２０秒以下であると十
分にベイナイト変態が進行しないのでオ−ステナイト中
へのＣ濃化が図れず、良好な特性が得られない点にも留
意する必要がある。

【００３９】ところで、上述のようにして製造された本
発明に係る高張力冷延鋼板は、再結晶焼鈍後そのままで
自動車車体用材料等として使用できるが、溶融亜鉛メッ
キを施したり電気メッキを施してから使用に供すること
もできる。溶融亜鉛メッキを施す場合には、そのメッキ
工程で再結晶焼鈍に相当する熱処理を施せば良い。

【００４０】続いて、本発明を実施例によって説明す
る。

【実施例】転炉によって種々化学組成の鋼を溶製し連続
鋳造にてスラブとなした後、一旦室温まで冷却してから
再度１２５０℃に均熱し、１１５０〜９３０℃で熱間圧
延して 3.5mm厚の熱延鋼板を得た。次に、得られた熱延
鋼板を酸洗してから冷間圧延を施し、 1.6mm厚の冷延鋼
板とした。得られた冷延鋼板の化学組成を表１及び表２
に示す。

【００４１】

【表１】

【００４２】

【表２】

【００４３】そして、この冷延鋼板に連続焼鈍設備を使
って再結晶焼鈍を施した。連続焼鈍は、冷延鋼板を連続
的に８２０℃に加熱してその温度に４０秒間保持し、続
いて７００℃まで３℃/secの冷却速度で徐冷し、その後
４１０℃の過事項にてその温度に３分間保持する条件で
実施した。

【００４４】また、一部の鋼種については、連続焼鈍後
に通常の条件で電気亜鉛メッキを施した。更に、別鋼種
の一部のものについては、冷延圧延後の冷延鋼板を溶融
亜鉛メッキ設備に通し、再結晶焼鈍と溶融亜鉛メッキと
を一工程で実施した。

【００４５】このようにして得られた各冷延鋼板につい
て、残留オ−ステナイト（γ）量，鋼板の表面性状（メ
ッキ鋼板の場合はメッキ前の表面性状），引張り特性，
穴拡げ性，衝撃吸収特性について調査し、その結果を前
記表１及び表２並びに次に示す表３に示した。

【００４６】

【表３】

【００４７】なお、「残留オ−ステナイト（γ）量」
は、裸鋼板の表面を厚さの ¹/₄まで化学研磨してからＸ
線回折により測定した。また、「表面性状」は、コイル
当りの表面キズ発生の有無により評価し、表面キズの認
められないものについては「良好」、表面キズが認めら
れたものについては「不芳」と表示した。「引張り特
性」については、各冷延鋼板からＪＩＳ５号引張試験片
を採取して引張試験を行い、降伏強度（ＹＳ），引張強
さ（ＴＳ）及び伸び（Ｅｌ）を測定した。局部延性を示
す「穴拡げ特性」は、直径１０mmの円形打抜き穴を６０
°円錐ポンチにて成形し、穴拡がり率により評価した。
「衝撃吸収特性」は、各冷延鋼板からハット型閉断面構
造部材をプレスブレ−キ法で成形し、これをガス・油圧
高速圧縮試験機を用いて４ｍ/secの速度で圧壊した際の
１５０mm変位時の吸収エネルギ−にて評価した。

【００４８】表１，表２及び表３に示された結果から次
のことを確認することができる。即ち、本発明材である
冷延鋼板１〜20は全て残留γ量が５％以上あり、良好な
引張り特性，表面性状を示している。

【００４９】局部延性を示す穴拡げ性は、一般に高強度
化に伴い低下するが、同一強度レベル同士で比較する
と、比較材である冷延鋼板23はAl含有量が本発明で規定
する範囲から外れているため本発明材である冷延鋼板４
に比べて穴拡げ性が劣っていることが分かる。これは、
比較材では打抜き加工時に残留オ−ステナイトがマルテ
ンサイトに変態してしまって組織の各相での硬度差が拡
大し、ミクロクラックの起点が多数生成するため、穴拡
げ時にクラックが拡大，伝播することによるものである
と考えられる。

【００５０】また、衝撃吸収性については一般に高強度
化に伴い向上するが、本発明材である冷延鋼板１〜20は
比較材である冷延鋼板21〜28に比べて優れている。な
お、比較材である冷延鋼板26については、特にTi含有量
が本発明の規定範囲を外れているために残留オ−ステナ
イト（γ）量が少なく、特性も不芳である。更に、比較
材である冷延鋼板24については、Tiが無添加であるので
析出強化による降伏応力の上昇が図れず、そのため圧壊
試験時の初期衝撃荷重が小さくなって、同等な強度，残
留オ−ステナイト（γ）量，延性を示す本発明材である
冷延鋼板４に比べ衝撃吸収エネルギ−が劣っている。そ
して、表面性状については、Al含有量が本発明の規定範
囲内であるもののTiの添加がなされていない比較材であ
る冷延鋼板24，28が不芳となっている。

【００５１】

【効果の総括】以上に説明した如く、この発明によれ
ば、成形性は勿論のこと、表面性状並びに衝撃吸収性に
優れた高延性型高張力冷延鋼板を安定的に提供すること
ができ、自動車車体等の軽量化や衝撃吸収性向上の要求
に十分に応え得るなど、産業上有用な効果がもたらされ
る。

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量割合にて Ｃ：0.06〜0.25％， Si： 2.5％以下， Mn： 0.5〜 3.0％， Ｐ： 0.1％以下， Ｓ：0.03％以下， Al： 0.1〜 2.5％， Ti： 0.003〜0.08％， Ｎ：0.01％以下 を含むと共に残部がFe及び不可避的不純物から成り、か
   つTi含有量が (48/14)Ｎ ≦ Ti ≦ (48/14)Ｎ＋ (48/32)Ｓ＋0.01 なる関係を満足していて、冷延−再結晶焼鈍後の組織が
   体積率で５％以上の残留オ−ステナイトを含んだ組織で
   あることを特徴とする、表面性状並びに衝撃吸収性に優
   れた高延性型高張力冷延鋼板。
2. 【請求項２】 重量割合にて Ｃ：0.06〜0.25％， Si： 2.5％以下， Mn： 0.5〜 3.0％， Ｐ： 0.1％以下， Ｓ：0.03％以下， Al： 0.1〜 2.5％， Ti： 0.003〜0.08％， Ｎ：0.01％以下 を含有し、更に Ni： 0.1％以下， Cr： 1.0％以下， Mo： 0.6％以下， Cu： 1.0％以下， Nb：0.05％以下， Ｖ：0.08％以下， Zr：0.05％以下， Ｂ： 0.003％以下 の１種以上をも含むと共に残部がFe及び不可避的不純物
   から成り、かつTi含有量が (48/14)Ｎ ≦ Ti ≦ (48/14)Ｎ＋ (48/32)Ｓ＋0.01 なる関係を満足していて、冷延−再結晶焼鈍後の組織が
   体積率で５％以上の残留オ−ステナイトを含んだ組織で
   あることを特徴とする、表面性状並びに衝撃吸収性に優
   れた高延性型高張力冷延鋼板。