(57)【要約】  本発明は、自動車用構造用部品に使用される場合、成形が容易になりながら自動車衝突時エネルギー吸収性に優れ自動車の安定性を向上させられる引張強度70〜90kgf/mm2級の高強度冷延鋼板とその製造方法に関するものである。  本発明は、重量%でC:0.15〜0.25%、Si:0.5〜1.5%、Mn:1.0〜2.0%、P:0.25%以下、S:0.020%以下、Al:0.015〜0.050%、N:0.008〜0.026%、残部Fe及び不可避な不純物を含み、1.2≦Si[%]+50/8P[%]≦2.0を満足するよう組成される成形性及び溶接性の優れた高強度冷延鋼板と、  前記のように組成された鋼を通常の方法で熱間圧延した後、冷間圧延して冷間圧延板を製造する段階;前記冷間圧延処理された鋼板を下記関係式の範囲の温度において連続焼鈍する段階;及び  [関係式]  563+651C[%]+42Si[%]+18Mn[%]≦焼鈍温度[℃]≦850℃  前記連続焼鈍された鋼板を20〜100℃/sの冷却速度でオステンパリング開始温度400〜450℃まで急冷してから350〜400℃まで冷却する段階;を含む成形性及び溶接性の優れた高強度冷延鋼板の製造方法に関するものである。
2005513271.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量%でC:0.15〜0.25%、Si:0.5〜1.5%、Mn:1.0〜2.0%、P:0.25%以下、S:0.020%以下、Al:0.015〜0.050%、N:0.008〜0.026%、残部Fe及び不可避な不純物を含み、1.2≦Si[%]+50/8 P[%]≦2.0を満たすよう組成された成形性及び溶接性の優れた高強度冷延鋼板。
【請求項２】
前記Si含量が、0.5〜1.2%に制御された請求項1に記載の成形性及び溶接性の優れた高強度冷延鋼板。
【請求項３】
重量%でC:0.15〜0.25%、Si:0.5〜1.5%、Mn:1.0〜2.0%、P:0.25%以下、 S:0.020%以下、Al:0.015〜0.050%、N:0.008〜0.026%、残部Fe及び不可避な不純物を含み、1.2≦Si[%]+50/8 P[%]≦2.0を満足するよう組成された鋼を通常の条件で熱間圧延した後冷間圧延処理することにより冷間圧延板を製造する段階;
前記冷間圧延板を下記関係式の範囲の温度において連続焼鈍する段階;及び、
[関係式]
563+651 C[%]+42 Si[%]+18 Mn[%]≦焼鈍温度 [℃]≦850℃
前記連続焼鈍された鋼板を20〜100℃/sの冷却速度でオステンパリング(austempering)開始温度400〜450℃まで急冷した後350〜400℃まで冷却する段階;を含む成形性及び溶接性の優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
【請求項４】
前記Si含量が、0.5〜1.2%に制御された請求項3に記載の成形性及び溶接性の優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
【請求項５】
前記連続焼鈍の前に前記組成の鋼を1050〜1300℃の温度に再加熱して890〜940℃の圧延温度で仕上げ熱間圧延した後、600〜700℃の温度で巻き取ってから酸洗し、40〜70%の冷間圧下率で冷間圧延し冷間圧延板を製造することを特徴とする請求項3に記載の成形性及び溶接性の優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車の構造用部品に用いられる高強度冷延鋼板の製造方法に関するもので、より詳しくは、70〜90kgf/mm2級の引張強度を提供すると共に、成形が容易で自動車衝突時エネルギー吸収性に優れ、自動車の安定性を向上できる高強度冷延鋼板及びその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
近年環境が社会的に重要な問題として取上げられながら、世界中で自動車排ガス及び燃費の規制が強化されてきている。また、衝突安定性に対する規制も強化され続けており、これに応じて世界各国の自動車メーカーは軽量且つ衝突安全性の優れた自動車を開発している。さらに、自動車の増加と共に自動車事故の頻度が高まり、乗客の安全も強調される。しかし、自動車を軽量に製造しながら衝突安全性を向上させるためには、強度の高い材料を使って自動車を製造しなければならない。
【０００３】
自動車衝突安定性に対する規制が強化されながら、従来の正面衝突、側面衝突の評価と共に従来の正面衝突に対して厳格な基準のオフセット衝突評価試験が追加された。また、自動車安定性においてバンパーのエネルギー吸収性が重要である為、バンパーのエネルギー吸収性を高めるべく自動車部品材料の強度が増加される実状にある。
【０００４】
従来の高強度冷延鋼板の製造技術は、[1]加工硬化鋼、[2]複合組織鋼、[3]加工誘起変態鋼に区分することができる。
【０００５】
[1]加工硬化鋼
冷間圧延による加工硬化を利用する方法として、冷間圧延後回復焼鈍を施し未再結晶素子に強度を増加させるので、添加合金量が少なく溶接性に優れるとの利点がある。しかし、延伸率が低いので成形性が良くない。
【０００６】
[2]複合組織鋼
冷間圧延後焼鈍温度をA1変態点以上に加熱しオーステナイトを形成した後、急冷によりオーステナイトをマルテンサイトやベイナイトに変態させて材料の強度を増加させた複合組織鋼がある。しかし、こうした鋼は、熱処理工において冷却速度が速くなければならないので、製造が困難で延伸率が低い欠点があり、その一例として日本特開平6-271942号公報、特開平7-090488号公報が挙げられる。
【０００７】
[3]加工誘起変態鋼
残留オーステナイトを鋼中に存在させ延伸率を増加させる加工誘起変態鋼がある。成形中に残留オーステナイトが高強度のマルテンサイトに変態しながら加工硬化速度が速まり延伸率が増加するのである。加工誘起変態鋼は、残留オーステナイトを含んだ鋼であり、基本添加元素はC、Si、及びMnが知られている。ここで、Cはマルテンサイトの変態温度を低減させオーステナイトを安定させ、Siは炭化物の形成を抑制して残留オーステナイト内の固溶C含量を増加させる役目を果たす。そして、MnはCと共にマルテンサイト変態温度を下げ強度を増加させる役目を果たす。
【０００８】
加工誘起変態鋼を自動車の構造部品に用いて軽量化するためには、単純C-Si-Mn系の加工誘起変態鋼より成形性が増加されなければならない。しかも自動車の形状が複雑になるのにつれて従来の成形性鋼は多くの自動車部品に適用できない実状であり、こうした問題点を解決するためには成形性の向上された加工誘起変態鋼を製造しなければならない。
【０００９】
そして、成形性と共に向上されるべき性質は溶接性である。従来の加工誘起変態鋼においては、炭化物の形成を抑制し残留オーステナイトの分率を増加させ成形性を向上させるべくSiを1.5%以上含ませた。しかし、Si含量が高いと溶接性が劣化し、鋼板生産時鋼板同士を溶接する過程において不良発生率が高いばかりでなく、こうした鋼板により自動車部品を製造し点溶接で部品を製造すると、溶接不良が生じる問題があった。
【００１０】
（発明の開示）
本発明は上述した従来の加工誘起変態鋼の特性を改善するために案出されたもので、C、Si、P、N等鋼組成成分を最適化することにより、成形性に優れ強度が高いことから、自動車構造用部品に用いられた場合部品材料の厚さを縮減し自動車を軽量化することができ、さらに自動車衝突時エネルギー吸収性に優れ自動車の安定性を向上することができ、また溶接性にも優れた引張強度70〜90kgf/mm2級の冷延鋼板を提供することに目的がある。
【００１１】
また、本発明は前記のような冷延鋼板の製造方法を提供することにも目的がある。
【００１２】
（発明を実施するための最良の形態）
以下、本発明を説明する。
前述したように、加工誘起変態鋼の場合、残留オーステナイトを鋼中に存在させ、延伸率を増加させるようC、Si及びMnが基本的に添加され、とりわけSiは炭化物の形成を抑制し残留オーステナイト分率を増加させるよう1.5%以上添加するのが一般であるが、Si含量が多くなるほど鋼板の溶接性が低下する問題があった。
【００１３】
したがって、本発明者はこうした問題点を解決すべく研究と実験を重ね、その結果、Pを適正量添加すればSi含量を1.5%以下にしながらも優れた成形性と溶接性が得られ、しかも適正量のAlとNの添加でAlNを析出させ結晶粒を微細化し、自動車構造用部品に適した高強度冷延鋼板が得られることを察知し、本発明を提案するに至ったのである。
【００１４】
したがって、本発明は、重量%でC：0.15〜0.25%、Si：0.5〜1.5%、Mn：1.0〜2.0%、P：0.25%以下、S:0.020%以下、Al:0.015〜0.050%、N：0.008〜0.026%、残部Feと不可避な不純物を含み、1.2≦Si[%]+50/8P[%]≦2.0を満足するよう組成される成形性及び溶接性の優れた冷延鋼板に関するものである。
【００１５】
また、本発明は、
前記のように組成される鋼を通常の方法で熱間圧延した後冷間圧延することにより冷間圧延板を製造する段階；
前記冷間圧延処理された鋼板を下記関係式の範囲の温度で連続焼鈍する段階；及び
[関係式]
563+651C[%]+42Si[%]+18Mn[%]≦焼鈍温度[℃]≦850℃
前記連続焼鈍した鋼板を20〜100℃/sの冷却速度でオステンパリング(austempering)開始温度400〜450℃まで急冷後350〜400℃まで冷却する段階；を含んで構成される成形性及び溶接性の優れた高強度冷延鋼板の製造方法に関するものである。
【００１６】
以下、本発明の鋼組成成分及びその制限理由について説明する。
【００１７】
・C:0.15〜0.25%
本発明において、Cは、マルテンサイト変態温度を下げてオーステナイトを安定化させることにより、常温で残留オーステナイトを形成し延伸率を増加させる役目を果たす成分である。しかし、こうした効果を得るためには、0.15重量%(以下、単に%とする)以上添加されなければならないが、0.25%を超えると、その溶接性が劣化し鋼板の溶接及び自動車部品の溶接工程に不利である。
【００１８】
・Si:0.5〜1.5%
Siは、オステンパリング過程において炭化物形成を抑制する役目を果たす。このように、Siにより炭化物形成が抑制されると、固溶Cの量が増え多くの固溶Cが残留オーステナイトに拡散するので、残留オーステナイトが安定化する。これに反して、Siは溶接性を急激に減少させる為、冷延工程中溶接と自動車部品成形後の溶接を円滑に行えるようSiの含量が少ないほど良い。言い換えれば、適正分率の残留オーステナイトを形成し優れた成形性を確保するためにはSi含量が多くなければならないが、溶接性のためにはSi含量が少なければならないのである。そして、Siは鋼中に多量添加されると、熱間圧延後巻取工程において鋼板表面層の結晶粒界に沿って内部酸化を起こす。熱延鋼板において内部酸化が発生すると、酸洗工程において内部酸化の発生部分に局部的な腐食が生じ、酸洗された鋼板表面が非常に粗くなる。これは冷間圧延工程において表面欠陥となり、焼鈍工程において焼鈍炉内のハースロール(Hearth roll)に欠陥を作り、後続作業において鋼板のざらつきなどの欠陥を発生させる。
【００１９】
したがって、本発明においては、炭化物の形成を効果的に抑制すべくSi含量を0.5%以上添加しながら溶接性や熱延鋼板の内部酸化による表面欠陥を考慮し、その上限を1.5%に制限する。溶接性の面からより好ましくはSi含量を0.5〜1.2%に制限するとよい。
【００２０】
・Mn: 1.0〜2.0%
Mnは、材料の強度を増加させ、Cと同様マルテンサイトの変態温度を低減させオーステナイトを安定化させる役目を果たす成分である。しかし、その添加量が1.0%未満であると、こうした効果を期待することができず、2.0%を超過するとフェライト変態速度が遅くなりすぎ、冷却中形成されるフェライト量が少なくなる問題がある。
【００２１】
本発明においては、形成されるフェライト量が多くなるほど多量の固溶Cが残留オーステナイトに拡散し残留オーステナイトを安定化させるので、適量のフェライトを形成することが重要である。もし、Mnが過度に添加されると、冷却中フェライトに変態されなかったオーステナイトがオステンパリング温度において高い分率のベイナイトとなり、強度が増加しながら延伸率が減少する。
【００２２】
本発明においてはこうした点に鑑みてMnの含量を1.0〜2.0%に制限する。
【００２３】
・P:0.25%以下
Pは、Siのようなフェライト強化元素として、炭化物の形成を効果的に抑制すべく添加する。しかし、その含量が0.25%を超過すると、スラブ製造過程において結晶粒中心部にPが過度に偏析し、連続鋳造過程において破断が生じる可能性が高まり、しかも製品の結晶粒界に多量のPが偏析して結晶粒界の破壊による延性が低減されかねない。
【００２４】
上述したように、Si含量が1.5%を超過すると、鋼板の溶接性が悪くなる。したがって、本発明においては、Si添加量を1.5%以下に制御しながら、且つSiと共に添加されると炭化物の形成を抑制するPを同時に添加して、残留オーステナイトの分率を維持することができる。即ち、Pを添加しない従来鋼の場合、炭化物の形成を抑制し残留オーステナイト分率を適正量に維持すべくSiを1.5〜2.0%含有させなければならないが、Pを適正量添加した本発明の場合、Siを0.5〜1.5%で添加しても残留オーステナイトを安定化できるばかりでなく溶接性の向上も図れる。
【００２５】
図1は、1.5Mn-1.5Siが添加された鋼と1.5Mn-1.0Si-0.08Pが添加された鋼の夫々の状態図を示したもので、1.5Mn-1.5Siが添加された鋼と1.5Mn-1.0Si-0.08Pが添加された鋼の状態図が同じであることがわかる。
【００２６】
即ち、これは相変態挙動において、0.08%含量のPが0.5%含量のSiと同じ効果を奏することを示すものである。
【００２７】
このことに鑑みて、本発明においては、溶接性と熱延鋼板の内部酸化性を改善すべくSi含量を下げながらPを添加する際、1.2≦Si[%]+50/8 P[%]≦2.0の関係を満たすよう、与えられたSi含量に対してPを添加することがより好ましい。
【００２８】
一方、図2は、0.2C-1.0Si-1.5Mn鋼においてP含量とN添加による鋼板の機械的性質の変化を示したグラフである。図2に示したように、Si添加量を1.0%まで低減しP含量を増加させると延伸率が増加し、とりわけP含量が0.08%の際延伸率が著しく増加することがわかる。
【００２９】
・S:0.020%以下
SはMnと結合してMnS析出物を形成する。MnSは介在物として形成され、亀裂の開始点として働きかねないので、その析出量が少ないほど有利であるが、本発明においてはこのことを考慮して、S含量を0.020%以下に制限する。
【００３０】
・Al:0.015〜0.050%
Alは、製鋼工程において添加され、鋼中のＯと反応してスラグを形成し、溶鋼上部に形成されたスラグを除去することにより、鋼中のＯを除去させる脱酸元素である。本発明においては、鋼中のＯを除去し残留したAlを利用してAlN析出物を形成し、残留オーステナイト結晶粒を減少させ延伸率を向上するのに利用する。
【００３１】
一方、同量の残留オーステナイトが存在する場合、結晶粒のサイズが小さく且つ多数のオーステナイトが分布すると、変形中マルテンサイトに変態しながら加工硬化速度を速くさせる効果が高いので、延伸率が向上することが知られている。残留オーステナイトのサイズを縮減させるためには、焼鈍中にオーステナイトのサイズを減少させるべきであり、このため析出物を形成して結晶粒成長を抑えなければならない。
【００３２】
しかし、析出物が多すぎると、析出硬化により強度が増加し延伸率が低減する傾向があるので、析出物の量を減らしながらオーステナイト結晶粒のサイズを効果的に縮めることが重要である。鉄鋼から析出硬化の効果を得るべく主に使われるNb、Ti、V析出物は、そのサイズが大きいだけでなく、オーステナイト安定化元素であるCと結合してNbC、TiC、VCなどを形成し固溶C含量を減少させるので、加工誘起変態鋼には適していない。従って、これらを総合すると、加工誘起変態鋼において延伸率を増加させるためには、Cと結合せずサイズの小さい析出物を形成すべきであることがわかる。
【００３３】
本発明においては、こうした役目を果たす析出物としてAlNを形成する。AlNはCの固溶度が無く、析出物のサイズがTiC、NbC、VCなどの析出物に比して非常に小さいことが知られている。Alの量が0.015%より小さいと、形成される析出物の数が少ない為、効果的に残留オーステナイトのサイズを縮減することができない。それに比して、Alの量が0.050%より多いと、AlN析出物が粗大化し延伸率の向上に不利である。こうした理由から、本発明においてはAl含量を0.015〜0.050%に制限する。
【００３４】
・N: 0.008〜0.026%
Nは、AlNを形成すべく添加される成分である。一般の製鉄所の製鋼工程において、不純物として添加されるNは0.004%以内である。しかし、本発明においては、AlN析出物を形成し結晶粒の微細化を成し遂げるべくNを積極的に添加する。NはAlNの形で析出するので、原子量を考慮すると次のようなN/Al(14/27)で添加することが適切である。即ち、0.015〜0.050%の範囲のAlを添加する際、Nの範囲は0.008〜0.026%にすることが適切である。こうした範囲でNを添加する際、適量のAlNが形成され残留オーステナイト結晶粒のサイズが縮減され、図2のように延伸率が高められるのである。
【００３５】
図3は、AlN析出物がオーステナイト結晶粒の移動を抑制することを示した図で、焼鈍中AlN析出物がオーステナイト成長を抑制することがわかる。
【００３６】
次に、本発明の鋼板製造工程について説明する。
【００３７】
本発明は、前記のように組成された鋼を熱間圧延して巻き取り、次いで熱間圧延板を冷間圧延してから連続焼鈍し熱処理することにより、成形性及び溶接性の優れた高強度冷延鋼板を製造することができる。
【００３８】
本発明は、こうした製造工程中冷間圧延板の連続焼鈍工程とオステンパリング(austempering)条件を制御することに特徴があるもので、これを具体的に説明すれば次のとおりである。
【００３９】
先ず、本発明においては、前記のように組成された鋼を使って、通常の方法により熱間圧延及び冷間圧延処理を行い、冷間圧延板を製造する。即ち、後述する熱間圧延条件と冷間圧延条件は本発明に用いられる代表的な一例に過ぎず、本発明はこれに制限されるものではない。
【００４０】
本発明においては前記組成の鋼を高温で再加熱し熱間圧延するが、この際、その再加熱温度を1050〜1300℃に制御することが好ましい。そして上記のように再加熱後、熱間圧延する際その仕上げ圧延温度を890〜940℃に制御することが好ましい。また、前記のように圧延して巻き取るが、この際巻取温度は600〜700℃とすることが好ましい。
【００４１】
次いで、前記得た熱間圧延板を酸洗し冷間圧延するが、この際冷間圧下率は40〜70%とすることが好ましい。
【００４２】
次いで、前記冷間圧延処理された鋼板を下記関係式の範囲の温度において連続焼鈍する。 
[関係式]
563+651C[%]+42Si[%]+18Mn[%]≦焼鈍温度[℃]≦850℃
【００４３】
前述したように、C、Si、Mnを含んだ鋼を用いて延伸率を増加させるためには残留オーステナイトの含量を増加させなければならない。しかし、本発明者の研究によると、残留オーステナイトを増加させるためには熱処理サイクルを成分に適するよう設定しなければならない。
【００４４】
連続焼鈍炉において焼鈍する際、残留オーステナイトを形成するためには、アニーリング(annealing)してオーステナイトを形成し、オステンパリング(austempering)温度まで冷却してオステンパリングしベイナイトを形成しながら固溶Cを残留オーステナイトに拡散させ、オーステナイトを安定化させなければならない。この際、焼鈍温度をうまく設定することが重要である。焼鈍温度が低すぎると、熱延鋼板に存在するパーライトが溶解されず、オーステナイトの安定性を低下させる。また、焼鈍温度が高すぎると、オーステナイトが過多に形成されフェライトが少なくなるので、最終的にベイナイトが形成され過ぎて強度が増加し延伸率が低下する。
【００４５】
本発明の発明者は、こうした事実を考慮して各成分の鋼について最適の焼鈍温度を設定するための研究及び実験を重ねた結果、図4の結果を得た。
【００４６】
図4は、C、Si、Mnの含量を変化させながら焼鈍温度に応じたオーステナイト量を示したグラフであり、同じ成分の鋼を用いる場合に残留オーステナイト量を増加させるためには、焼鈍温度を上昇させるべきであることがわかる。このように、焼鈍温度を上昇させると、最大フェライトを形成し、オーステナイトに最大の固溶Cを拡散することができるが、この際フェライト分率を最大に増加させながらパーライトは必ず溶解されなければならない。その理由は、前記パーライトには炭化物が多量存在するので、パーライトが存在するとオーステナイトに拡散される固溶Cが減るからである。このようなパーライトを完全に溶解させるためには、Cの含量が0.1、0.15、0.20%の各鋼においてオーステナイトの量が19、28、38%でなけねればならない。これ以上のオーステナイトを形成すると、フェライトの量が減ってしまうため残留オーステナイトを多く形成させ難い。
【００４７】
こうした条件から、本発明の発明者はパーライトを完全に溶解させる焼鈍温度は少なくとも563+651C[%]+42Si[%]+18Mn[%]以上でなければならないことがわかった。しかし、前記焼鈍温度が850℃以上であると、オーステナイトの形成が多くなり過ぎるので、上限は850℃とした。
【００４８】
したがって、本発明において最適な焼鈍温度の範囲は前記関係式により定義される。
【００４９】
また、本発明においては前記焼鈍温度において適正なオーステナイトを形成すべく、その焼鈍時間を50秒以上に設定することが好ましい。
【００５０】
そして、上記のように連続焼鈍された鋼板は、焼鈍区間においてオーステナイトが形成された材料をパーライトができないようオステンパリング開始温度400〜450℃まで急冷してから350〜450℃まで冷却するオステンパリングを実施する。
【００５１】
連続焼鈍区間において、オステンパリング開始温度までは急冷するが、この際の冷却速度は約20〜100℃/secとすることが好ましい。オステンパリングする際、焼鈍区間において形成されたオーステナイトの一部がベイナイトとなり、固溶Cが残留オーステナイトに拡散して残留オーステナイトが安定化する。
【００５２】
そして、焼鈍区間において、オステンパリング開始温度の400〜450℃まで急冷してから再び350〜450℃まで冷却するが、好ましくは200〜500sec間冷却することがよい。
【００５３】
以下、本発明を実施例を基により具体的に説明する。しかし、後述する実施例は本発明の好ましき一実施例を記述するもので、本発明がこうした実施例の記載内容により制限されるものとして解釈されてはならない。
【００５４】
[実施例]
表1のような組成の鋼片を夫々用意してから、これらについて熱間圧延を施した。この際、再加熱温度は1250℃、仕上げ熱間圧延温度は910℃、そして巻取温度は600℃とした。次いで、巻き取られた熱間圧延板の表面酸化層を酸洗により除去した後、50%冷間圧延を施して1.4mm厚の冷延鋼板を製造した。そして、このように冷間圧延された鋼板を連続焼鈍炉において熱処理し、この熱処理の際焼鈍時間は51〜102秒とし、オステンパリング時間は300秒とした。
【００５５】
こうした熱処理条件別冷延鋼板材質の測定結果を表2に示した。
【表１】
2005513271.tif 000003
【表２】
2005513271.tif 000004
【００５６】
前記表1及び表2に示したように、その組成成分と連続焼鈍条件等が最適に制御された本発明例(1〜11)の場合は全て、延伸率特性ばかりでなく溶接特性等も優れていた。
【００５７】
これに対して、その組成成分が本発明の範囲を外れた比較例(3〜13)の場合には、全般に延伸率が悪くなり溶接性もやはり良くなかった。とりわけ、Si添加量が1.5%を超過した鋼種B3を用いた比較例(11〜14)の場合、全て溶接性が非常に悪かった。
【００５８】
そして、Si+50/8Pが1.2未満の鋼組成(B5)を用いた比較例(15)と窒素添加量が寡少な鋼種(B6)を使った比較例(16)の場合にも延伸率特性が良くなかった。
【００５９】
一方、比較例(1〜2)は、その組成成分が本発明範囲であるが焼鈍温度が本発明範囲を外れる場合であり、比較例(1)は焼鈍温度が低すぎて鋼板の再結晶が完全に成されなかったり炭化物が完全に溶解されない為、均一な残留オーステナイトが得られず延伸率が悪くなることがわかる。そして、比較例(2)は焼鈍温度が高すぎて加工性に悪影響を及ぼす針状形残留オーステナイトができる為、鋼の延伸率が急減した。
【００６０】
（発明の効果）
上述したように、本発明は、延伸率が高くて成形性の優れた高強度鋼板を提供し、この高強度鋼板は自動車構造用部品に用いられ自動車の安定性を向上させる有利な効果を奏する。
【００６１】
本発明の好ましき実施例が説明の目的から記載されているが、当業者は、添付の請求範囲に記載された技術思想と範囲を外れずに、様々な変更、追加及び代替が可能なことに想到するであろう。
【図面の簡単な説明】
【００６２】
【図１】C-1.5Mn-1.5Si鋼とC-1.5Mn-1.0Si-0.08P鋼の状態図が同一であることを示したグラフである。
【図２】0.2C-1.0Si-1.5Mn鋼においてP含量とN添加による鋼板の機械的性質の変化を示したグラフである。
【図３】AlNの析出物がオーステナイト成長を抑制することを示した微細組織写真である。
【図４】各C、Si、Mn含量を含んだ鋼の焼鈍温度によるオーステナイト分率を比較したグラフである。
【図１】
2005513271.tif 000005
【図２】
2005513271.tif 000006
【図３】
2005513271.tif 000007
【図４】
2005513271.tif 000008
【国際調査報告】
2005513271.tif 000009