(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％にて、Ｃを０．０４％以上０．３％以下、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｍｏの中の１種または２種以上を合計で０．５％以上３．５％以下、ＳｉとＡｌの一方または双方を合計で０．５％以上３％以下、Ｃｏを０．０１％以上３％以下含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、最終的に得られるミクロ組織がフェライトもしくはベイナイトを体積分率最大の相とし、体積分率で３％以上の残留オーステナイトを含む第２相との複合組織である高い動的変形抵抗と良好な成形性を有する高強度冷延鋼板。
【請求項２】
残留オーステナイト中の固溶Ｃ質量％［Ｃ］と鋼材の平均Ｍｎ等量質量％（Ｍｎｅｑ＝Ｍｎ＋（Ｎｉ＋Ｃｒ＋Ｃｕ＋Ｍｏ）／２）によって決まる値（Ｍ＝６７８−４２８×［Ｃ］−３３×Ｍｎｅｑ）が−１４０以上１８０以下である請求項１記載の高い動的変形抵抗と良好な成形性を有する高強度冷延鋼板。
【請求項３】
５×１０-4〜５×１０-3（１／ｓ）の歪み速度範囲で変形した時の３〜１０％の相当歪み範囲における変形応力の平均値σstと最大応力ＴＳ及び、５×１０2 〜５×１０3 （１／ｓ）の歪み速度範囲で変形した時の３〜１０％の相当歪み範囲における変形応力の平均値σｄｙｎとが、式  （σｄｙｎ−σｓｔ）×ＴＳ／１０００≧４０  を満足する事を特徴とした請求項１または請求項２記載の高い動的変形抵抗と良好な成形性を有する高強度冷延鋼板。
【請求項４】
Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの１種又は２種以上を合計で０．３質量％以下含む事を特徴とした請求項１〜３のいずれか１項に記載の高い動的変形抵抗と良好な成形性を有する高強度冷延鋼板。
【請求項５】
Ｐを０．２質量％以下含むことを特徴とした請求項１〜４のいずれか１項に記載の高い動的変形抵抗と良好な成形性を有する高強度冷延鋼板。
【請求項６】
Ｂを０．０１質量％以下含むことを特徴とした請求項１〜５のいずれか１項に記載の高い動的変形抵抗と良好な成形性を有する高強度冷延鋼板。
【請求項７】
０％超１０％以下の予変形を与えた後の鋼材の残留オーステナイト体積分率が２．５％超であり、かつ、予変形前の残留オーステナイト体積分率と予変形後の残留オーステナイト体積分率の比が０．４以上であることを特徴とした請求項１〜６のいずれか１項に記載の高い動的変形抵抗と良好な成形性を有する高強度冷延鋼板。
【請求項８】
最終的に得られたミクロ組織中の残留オーステナイトの平均粒径と、体積分率最大の相であるフェライトもしくはベイナイトの平均粒径の比が０．６以下であることを特徴とする請求項１〜７のいずれか１項に記載の高い動的変形抵抗と良好な成形性を有する高強度冷延鋼板。
【請求項９】
請求項１及び４〜６のいずれか１項に記載の成分を有する鋳造スラブを、鋳造ままもしくは一旦冷却した後に再度加熱し、熱延後巻取った熱延鋼板を酸洗後冷延し、連続焼鈍工程で焼鈍して最終的な製品とする際に、０．１×（Ａｃ3 −Ａｃ1 ）＋Ａｃ1 ℃以上Ａｃ3 ＋５０℃以下の温度で１０秒〜３分焼鈍した後に、１〜１０℃／秒の一次冷却速度で５５０〜７００℃の範囲の一次冷却停止温度まで冷却し、引き続いて１０〜２００℃／ｓｅｃの二次冷却速度で３２０超５００℃以下の二次冷却停止温度まで冷却した後３２０超５００℃以下の温度範囲で１５秒〜２０分保持し、室温まで冷却することで、最終的に得られるミクロ組織がフェライトもしくはベイナイトを体積分率最大の相とし、体積分率で３％以上の残留オーステナイトを含む第２相との複合組織であり、残留オーステナイト中の固溶Ｃ質量％［Ｃ］と鋼材の平均Ｍｎ等量質量％（Ｍｎｅｑ＝Ｍｎ＋（Ｎｉ＋Ｃｒ＋Ｃｕ＋Ｍｏ）／２）によって決まる値（Ｍ＝６７８−４２８×［Ｃ］−３３×Ｍｎｅｑ）が−１４０以上１８０以下で、５×１０-4〜５×１０-3（１／ｓ）の歪み速度範囲で変形した時の３〜１０％の相当歪み範囲における変形応力の平均値σstと最大応力ＴＳ及び、５×１０2 〜５×１０3 （１／ｓ）の歪み速度範囲で変形した時の３〜１０％の相当歪み範囲における変形応力の平均値σｄｙｎとが、式  （σｄｙｎ−σｓｔ）×ＴＳ≧４０  を満足する事を特徴とした、高い動的変形抵抗と良好な成形性を有する高強度冷延鋼板の製造方法。
【請求項１０】
０％超１０％以下の予変形を与えた後の鋼材の残留オーステナイト体積分率が２．５％超であり、かつ、予変形前の残留オーステナイト体積分率と予変形後の残留オーステナイト体積分率の比が０．３以上であることを特徴とした請求項９記載の高い動的変形抵抗と良好な成形性を有する高強度冷延鋼板の製造方法。
【請求項１１】
最終的に得られたミクロ組織中の残留オーステナイトの平均粒径と、体積分率最大の相であるフェライトもしくはベイナイトの平均粒径の比が０．６以下であることを特徴とする請求項９又は１０記載の動的変形抵抗と良好な成形性を有する高強度冷延鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、自動車部材等に使用され、衝突時の衝撃エネルギーを効率よく吸収することによって乗員の安全性確保に寄与することの出来る高い動的変形抵抗を示す高強度冷延鋼板とその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
近年、自動車衝突時の乗員保護が自動車の最重要性能として認識され、それに対応するための高い高速変形抵抗を示す材料への期待が高まっている。例えば乗用車の前面衝突においては、フロントサイドメンバと呼ばれる部材にこの様な材料を適用すれば、該部材が圧潰することで衝撃のエネルギーが吸収され、乗員にかかる衝撃を和らげることが出来る。
自動車の衝突時に各部位が受ける変形の歪み速度は１０3 （１／ｓ）程度まで達するため、材料の衝撃吸収性能を考える場合には、この様な高歪み速度領域での動的変形特性の解明が必要である。また同時に、省エネルギー、ＣＯ2 排出削減を目指して自動車車体の軽量化を同時に達成することが必須と考えられ、このために有効な高強度鋼板へのニーズが高まっている。
【０００３】
例えば本発明者らは、ＣＡＭＰ−ＩＳＩＪＶｏｌ．９（１９９６）Ｐ．１１１２〜１１１５に、高強度薄鋼板の高速変形特性と衝撃エネルギー吸収能について報告し、その中で、１０3 （１／ｓ）程度の高歪み速度領域での動的強度は、１０-3（１／ｓ）の低歪み速度での静的強度と比較して大きく上昇すること、材料の強化機構によって変形抵抗の歪み速度依存性が変化すること、この中で、ＴＲＩＰ（変態誘起塑性）型鋼やＤＰ（フェライトマルテンサイト２相）型鋼が他の高強度鋼板に比べて優れた成形性と衝撃吸収能を兼ね備えていることを報告している。
【０００４】
また、残留オーステナイトを含む耐衝撃特性に優れた高強度鋼板とその製造方法を提供するものとして特開平７−１８３７２号公報に開示があるが、衝撃吸収能を変形速度の上昇に伴う降伏応力の上昇のみで表現していることから、衝撃吸収能を向上させるために、残留オーステナイトの量以外に残留オーステナイトの性質をどの様に制御すべきかは明確にされていない。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
以上のように、自動車衝突時の衝撃エネルギーの吸収に及ぼす部材構成材料の動的変形特性は少しづつ解明されつつあるものの、衝撃エネルギー吸収能に優れた自動車部品用鋼材としてどの様な特性に注目し、どの様な基準に従って材料選定を行うべきかは未だ十分には明らかにされていない。
また、自動車用部品は、鋼材をプレス成形によって要求された部品形状に成形され、その後一般的には塗装焼き付けされた後に自動車に組み込まれ、実際の衝突現象に直面する。従って、プレス加工性と衝突時の衝撃吸収エネルギー能の両立が重要であると考えられる。
本発明は、フロントサイドメンバー等の衝突時の衝撃エネルギー吸収を担う部品に成形加工されて使用される鋼材で、高い衝撃エネルギー吸収能を示す良加工性の高強度鋼板とその製造方法を提供することを目的としている。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
上記目的を達成するために、本発明は、
（１）質量％にて、Ｃを０．０４％以上０．３％以下、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｍｏの中の１種または２種以上を合計で０．５％以上３．５％以下、ＳｉとＡｌの一方または双方を合計で０．５％以上３％以下、Ｃｏを０．０１％以上３％以下含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、最終的に得られるミクロ組織がフェライトもしくはベイナイトを体積分率最大の相とし、体積分率で３％以上の残留オーステナイトを含む第２相との複合組織である高い動的変形抵抗と良好な成形性を有する高強度冷延鋼板。
【０００７】
（２）残留オーステナイト中の固溶Ｃ質量％［Ｃ］と鋼材の平均Ｍｎ等量質量％（Ｍｎｅｑ＝Ｍｎ＋（Ｎｉ＋Ｃｒ＋Ｃｕ＋Ｍｏ）／２）によって決まる値（Ｍ＝６７８−４２８×［Ｃ］−３３×Ｍｎｅｑ）が−１４０以上１８０以下である前記（１）記載の高い動的変形抵抗と良好な成形性を有する高強度冷延鋼板。
（３）５×１０-4〜５×１０-3（１／ｓ）の歪み速度範囲で変形した時の３〜１０％の相当歪み範囲における変形応力の平均値σstと最大応力ＴＳ及び、５×１０2 〜５×１０3 （１／ｓ）の歪み速度範囲で変形した時の３〜１０％の相当歪み範囲における変形応力の平均値σｄｙｎとが、式  （σｄｙｎ−σｓｔ）×ＴＳ／１０００≧４０  を満足する事を特徴とした前記（１）または（２）記載の高い動的変形抵抗と良好な成形性を有する高強度冷延鋼板。
【０００８】
（４）Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの１種又は２種以上を合計で０．３質量％以下含む事を特徴とした前記（１）〜（３）のいずれか１項に記載の高い動的変形抵抗と良好な成形性を有する高強度冷延鋼板。
（５）Ｐを０．２質量％以下含むことを特徴とした前記（１）〜（４）のいずれか１項に記載の高い動的変形抵抗と良好な成形性を有する高強度冷延鋼板。
（６）Ｂを０．０１質量％以下含むことを特徴とした前記（１）〜（５）のいずれか１項に記載の高い動的変形抵抗と良好な成形性を有する高強度冷延鋼板。
【０００９】
（７）０％超１０％以下の予変形を与えた後の鋼材の残留オーステナイト体積分率が２．５％超であり、かつ、予変形前の残留オーステナイト体積分率と予変形後の残留オーステナイト体積分率の比が０．４以上であることを特徴とした前記（１）〜（６）のいずれか１項に記載の高い動的変形抵抗と良好な成形性を有する高強度冷延鋼板。
（８）最終的に得られたミクロ組織中の残留オーステナイトの平均粒径と、体積分率最大の相であるフェライトもしくはベイナイトの平均粒径の比が０．６以下であることを特徴とする前記（１）〜（７）のいずれか１項に記載の高い動的変形抵抗と良好な成形性を有する高強度冷延鋼板。
【００１０】
（９）前記（１）及び（４）〜（６）のいずれか１項に記載の成分を有する鋳造スラブを、鋳造ままもしくは一旦冷却した後に再度加熱し、熱延後巻取った熱延鋼板を酸洗後冷延し、連続焼鈍工程で焼鈍して最終的な製品とする際に、０．１×（Ａｃ3 −Ａｃ1 ）＋Ａｃ1 ℃以上Ａｃ3 ＋５０℃以下の温度で１０秒〜３分焼鈍した後に、１〜１０℃／秒の一次冷却速度で５５０〜７００℃の範囲の一次冷却停止温度まで冷却し、引き続いて１０〜２００℃／ｓｅｃの二次冷却速度で３２０超５００℃以下の二次冷却停止温度まで冷却した後３２０超５００℃以下の温度範囲で１５秒〜２０分保持し、室温まで冷却することで、最終的に得られるミクロ組織がフェライトもしくはベイナイトを体積分率最大の相とし、体積分率で３％以上の残留オーステナイトを含む第２相との複合組織であり、残留オーステナイト中の固溶Ｃ質量％［Ｃ］と鋼材の平均Ｍｎ等量質量％（Ｍｎｅｑ＝Ｍｎ＋（Ｎｉ＋Ｃｒ＋Ｃｕ＋Ｍｏ）／２）によって決まる値（Ｍ＝６７８−４２８×［Ｃ］−３３×Ｍｎｅｑ）が−１４０以上１８０以下で、５×１０-4〜５×１０-3（１／ｓ）の歪み速度範囲で変形した時の３〜１０％の相当歪み範囲における変形応力の平均値σstと最大応力ＴＳ及び、５×１０2 〜５×１０3 （１／ｓ）の歪み速度範囲で変形した時の３〜１０％の相当歪み範囲における変形応力の平均値σｄｙｎとが、式  （σｄｙｎ−σｓｔ）×ＴＳ≧４０  を満足する事を特徴とした、高い動的変形抵抗と良好な成形性を有する高強度冷延鋼板の製造方法。
【００１１】
（１０）０％超１０％以下の予変形を与えた後の鋼材の残留オーステナイト体積分率が２．５％超であり、かつ、予変形前の残留オーステナイト体積分率と予変形後の残留オーステナイト体積分率の比が０．３以上であることを特徴とした前記（９）記載の高い動的変形抵抗と良好な成形性を有する高強度冷延鋼板の製造方法。
（１１）最終的に得られたミクロ組織中の残留オーステナイトの平均粒径と、体積分率最大の相であるフェライトもしくはベイナイトの平均粒径の比が０．６以下であることを特徴とする前記（９）又は（１０）記載の動的変形抵抗と良好な成形性を有する高強度冷延鋼板の製造方法にある。
【００１２】
【発明の実施の形態】
自動車のフロントサイドメンバー等の衝撃吸収用部材は、鋼板のプレス成形加工等によって製造され、自動車の衝突時に効率よく衝撃エネルギーを吸収することが要求される。従って、良好なプレス成形性と衝撃時の高いエネルギー吸収能の両立が必要となる。
本発明者らの研究結果、この様な成形性と優れた衝撃吸収特性を両立させうる高強度鋼板として、鋼板に適量の残留オーステナイトを含むことが適していることを見いだした。すなわち、最適なミクロ組織は、種々の置換型元素によって容易に固溶強化されるフェライトもしくはベイナイトを体積分率最大の相として、変形中に硬質のマルテンサイトに変態する残留オーステナイトを体積分率で３％以上含む場合に、上記両特性の両立が可能であることが判明した。残留オーステナイトの体積分率の上限は特に定めることなく本発明の効果を得ることができるが、その量（％）が鋼板のＣ濃度（質量％）の１２０倍を越える場合にはオーステナイトの安定性が十分でなく、結果として成形性や衝撃エネルギー吸収能を低下させるために１２０×Ｃ（％）以下とする事が好ましい。また、初期ミクロ組織にマルテンサイト粒子を含む場合にも、他の条件が満足されれば、本発明の範囲内である。
【００１３】
この時の各成分の限定理由は下記のとおりである。
Ｃ：０．０４％以上０．３％以下
Ｃはオーステナイトを室温で安定化させて残留させるために必要なオーステナイトの安定化に貢献する最も安価な元素であるために、本発明において最も重要な元素といえる。鋼材の平均Ｃ量は、室温で確保できる残留オーステナイト体積分率に影響を及ぼすのみならず、製造の加工熱処理中に未変態オーステナイト中に濃化する事で、残留オーステナイトの加工に対する安定性を向上させることが出来る。しかしながら、この添加量が０．０４質量％未満の場合には、最終的に得られる残留オーステナイト体積分率が３％以上を確保することが出来ないので０．０４％を下限とした。一方、鋼材の平均Ｃ量が増加するに従って確保可能な残留オーステナイト体積分率は増加し、残留オーステナイト体積率を確保しつつ残留オーステナイトの安定性を確保することが可能となる。しかしながら、鋼材のＣ添加量が過大になると、必要以上に鋼材の強度を上昇させ、プレス加工等の成形性を阻害するのみならず、静的な強度上昇に比して動的な応力上昇阻害されると共に、溶接性を低下させることによって部品としての鋼材の利用が制限されるようになる。従って鋼材のＣ質量％の上限を０．３％とした。
【００１４】
Ｃｏ：０．０１％以上３％以下
Ｃｏは本発明において最も重要な添加元素の一つである。残留オーステナイトの安定性を向上させることは後述のように鋼板の成形性の向上のみならず動的な変形抵抗を向上させることによって衝突時のエネルギー吸収能を向上させる。このとき、オーステナイトの安定性を決定するのは残留オーステナイト中の化学成分である。発明者らは、種々の化学組成のオーステナイトを調査した結果、Ｃｏが効率的に残留オーステナイト中の炭素濃度を高める事で、残留オーステナイトを安定化できることを発見した。
【００１５】
図１にはＣｏの添加量を変化させた表１の鋼を熱延後冷延・焼鈍した鋼板の３〜１０％歪みでの高速変形時の平均応力σｄｙｎと静的な引張り試験時の平均応力σｓｔおよび静的な引張り試験の最大応力ＴＳによって求まる値｛（σｄｙｎ―σｓｔ）×ＴＳ／１０００｝をＣｏの添加量に対してプロットした。この縦軸が大きいほど、同一の強度レベルで比較した際の動的変形抵抗が高いことを示す。図から明らかなように、Ｃｏの添加は動的変形抵抗を向上させる。このときＣｏの添加量が０．０１質量％未満では上式の値が４０未満となり、後述のように実部材からの要求に応えられないため、これをＣｏ添加の下限とした。また、Ｃｏを３質量％超添加することは経済的に大きなデメリットを生じるためにこれをＣｏ添加の上限とした。
【００１６】
【表１】
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【００１７】
Ａｌ、Ｓｉ：一方または双方を合計で０．５％以上３％以下
ＡｌとＳｉは共にフェライトの安定化元素であり、フェライト体積率を増加させることによって鋼材の加工性を向上させる働きがある。また、Ａｌ、Ｓｉ共にセメンタイトの生成を抑制することから、効果的にオーステナイト中へのＣを濃化させることを可能とすることから、室温で適当な体積分率のオーステナイトを残留させるためには不可避的な添加元素である。この様な機能を持つ添加元素としては、Ａｌ、Ｓｉ以外に、ＰやＣｕ、Ｃｒ、Ｍｏ等があげられ、この様な元素を適当に添加することも同様な効果が期待される。
【００１８】
しかしながら、ＡｌとＳｉの一種もしくは双方の合計が０．５質量％未満の場合には、セメンタイト生成抑制の効果が十分でなく、オーステナイトの安定化に最も効果的な添加されたＣの多くが炭化物の形で浪費され、本発明に必要な残留オーステナイト体積率を確保することが出来ないかもしくは残留オーステナイトの確保に必要な製造条件が大量生産工程の条件に適しない。従って下限を０．５質量％とした。また、ＡｌとＳｉの一種もしくは双方の合計が３．０％を越える場合には、母相であるフェライトもしくはベイナイトの硬質化や脆化を招き、歪み速度上昇による変形抵抗の増加を阻害するばかりでなく、鋼材の加工性の低下、靱性の低下、さらには鋼材コストの上昇を招き、また化成処理性等の表面処理特性が著しく劣化するために、３．０質量％を上限値とした。
【００１９】
Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｍｏ：１種または２種以上を合計で０．５％以上３．５％以下
Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｍｏは全てオーステナイト安定化元素であり、室温でオーステナイトを安定化させるためには有効な元素である。特に、溶接性の観点からＣの添加量が制限される場合には、この様なオーステナイト安定化元素を適量添加することによって効果的にオーステナイトを残留させることが可能となる。また、これらの元素はＡｌやＳｉ程ではないがセメンタイトの生成を抑制する効果があり、オーステナイトへのＣの濃化を助ける働きもする。更に、これらの元素はＡｌ、Ｓｉと共にマトリックスであるフェライトやベイナイトを固溶強化させることによって、高速での動的変形抵抗を高める働きも持つ。
【００２０】
しかしながら、これらの元素の１種もしくは２種以上の添加の合計が０．５質量％未満の場合には、必要な残留オーステナイトの確保が出来なくなるとともに、鋼材の強度が低くなり、有効な車体軽量化が達成できなくなることから、下限を０．５質量％とした。一方、これらの合計が３．５質量％を越える場合には、母相であるフェライトもしくはベイナイトの硬質化を招き、歪み速度上昇による変形抵抗の増加を阻害するばかりでなく、鋼材の加工性の低下、靱性の低下、さらには鋼材コストの上昇を招くために、上限を３．５質量％とした。
【００２１】
Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ：１種又は２種以上を合計で０．３質量％以下
また、必要に応じて添加するＮｂ、Ｔｉ、Ｖは、炭化物、窒化物もしくは炭窒化物を形成することによって鋼材を高強度化する事が出来るが、その合計が０．３％を越えた場合には母相であるフェライトやベイナイト粒内もしくは粒界に多量の炭化物、窒化物もしくは炭窒化物として析出し、高速変形時の可動転位発生源となって、高い動的変形抵抗を得ることが出来なくなる。また、炭化物の生成は、本発明にとって最も重要な残留オーステナイト中へのＣの濃化を阻害し、Ｃを浪費することから上限を０．３質量％とした。但し、これらの元素の添加によって高強度化するためには、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの合計で０．００５質量％以上添加することが好ましい。
【００２２】
Ｐ：０．２質量％以下
更に、必要に応じて添加するＰは、鋼材の高強度化や前述のように残留オーステナイトの確保に有効ではあるが、０．２質量％を越えて添加された場合には鋼材のコストの上昇を招くばかりでなく、体積分率最大の相であるフェライトやベイナイトの変形抵抗を必要以上に高め、かつ高速変形時の変形抵抗の上昇を阻害する。更に、耐置き割れ性の劣化や疲労特性、靱性の劣化を招くことから、０．２質量％をその上限とした。但し、Ｐの添加の効果を得るためには、０．００５質量％以上含有することが好ましい。
【００２３】
Ｂ：０．０１質量％以下
また、必要に応じて添加するＢは、粒界の強化や鋼材の高強度化に有効ではあるが、その添加量が０．０１質量％を越えるとその効果が飽和するばかりでなく、必要以上に鋼板強度を上昇させ、高速変形時の変形抵抗の上昇を阻害すると共に、部品への加工性も低下させることから、上限を０．０１質量％とした。但し、Ｂの添加効果を得るためには、０．０００５質量％以上含有することが好ましい。
【００２４】
次に、フロントサイドメンバー等の衝撃吸収用部材は、特徴的にハット型の断面形状をしており、この様な部材の高速での衝突圧潰時の変形を本発明者らが解析した結果、最大では４０％以上の高い歪みまで変形が進んでいるものの、吸収エネルギー全体の約７０％以上が、高速の応力−歪み線図の１０％以下の歪み範囲で吸収されていることを見いだした。従って、高速での衝突エネルギーの吸収能の指標として、１０％以下での高速変形時の動的変形抵抗を採用した。特に、歪み量として３％〜１０％の範囲が最も重要であることから、高速引張り変形時の相当歪みで３％〜１０％の範囲の平均応力σｄｙｎをもって衝撃エネルギー吸収能の指標とした。
【００２５】
この高速変形時の３％〜１０％の平均応力σｄｙｎは、鋼材の静的な引張り強度（５×１０-4〜５×１０-3（１／ｓ）の歪み速度範囲で測定された静的な引張り試験における最大応力ＴＳ）の上昇に伴って大きくなることが一般的である。従って鋼材の静的な引張り強度を増加させることは部材の衝撃エネルギー吸収能の向上に直接寄与する。しかしながら、鋼材の強度が上昇すると部材への成形性が劣化し、必要な部材形状を得ることが困難となる。従って、同一のＴＳで高いσｄｙｎを持つ鋼材が好ましい。特に部材への加工時の歪みレベルが主に１０％以下であることから、部材への成型時に考慮すべき形状凍結性等の成形性の指標となる低歪み領域での応力が低いことが成形性向上のためには重要である。
【００２６】
従って、σｄｙｎと５×１０-4〜５×１０-3（１／ｓ）の歪み速度範囲で変形した時の３〜１０％の相当歪み範囲における変形応力の平均値σstの差が大きいほど静的には成形性に優れ、動的には高い衝撃エネルギーの吸収能を持つと言える。この関係で、特に（σｄｙｎ−σｓｔ）×ＴＳ／１０００≧４０の関係を満足する鋼材は、実部材への成形性に優れると同時に衝撃エネルギー吸収能が他の鋼材に比べて高く、部材の総質量を増加させることなく衝撃エネルギー吸収能を向上させることができる。
【００２７】
本発明者らの実験検討の結果、同一レベルのＴＳに対して、（σｄｙｎ−σｓｔ）は部材への加工が行われる以前の鋼板中に含まれる残留オーステナイト中の固溶炭素量［Ｃ］と鋼材の平均Ｍｎ等量質量％（Ｍｎｅｑ＝Ｍｎ＋（Ｎｉ＋Ｃｒ＋Ｃｕ＋Ｍｏ）／２）によって変化することが見いだされた。残留オーステナイト中の炭素濃度は、Ｘ線解析やメスバウアー分光により実験的に求めることが出来、例えば、板状の資料に対してＣｏ、Ｃｕ、ＦｅのＫα線を用いたＸ線解析により、オーステナイトの（００２）、（０２２）、（１１３）、（２２２）面の反射角度を測定し、「Ｘ線回折要論」、Ｂ．Ｄ．Ｃｕｌｌｉｔｙ著（松村源太郎訳）、株式会社アグネの第１１章に記述されているように、反射角度から格子常数を計算し、ｃｏｓ2 Θ＝０（但しΘは反射角度）に外挿する事で得られる格子常数の値から、オーステナイトの格子常数とオーステナイト中の固溶Ｃ濃度との関係｛例えばＲ．Ｃ．Ｒｕｈｌ  ａｎｄ  Ｍ．Ｃｏｈｅｎ，Ｔｒａｎｓａｃｔｉｏｎ  ｏｆ  Ｔｈｅ  Ｍｅｔａｌｌｕｒｇｉｃａｌ  Ｓｏｃｉｅｔｙ  ｏｆ  ＡＩＭＥ，ｖｏｌ  ２４５（１９６９）ｐｐ．２４１−２５１に記述されている式［１］即ち、格子常数＝３．５７２＋０．０３３×（質量％Ｃ）の関係｝を用いてオーステナイト中のＣ濃度に換算する事によってなされる。また、オーステナイトの格子常数に及ぼすその他の元素の効果はそれほど大きく無いことから、無視しても差し支えないことがわかっている。
【００２８】
本発明者らが行った実験結果から、この様にして得られた残留オーステナイト中の固溶Ｃ［Ｃ］と鋼材に添加されている置換型合金元素から求められるＭｎｅｑを用いて計算される値（Ｍ＝６７８−４２８×［Ｃ］−３３×Ｍｎｅｑ）が−１４０以上１８０以下の場合に、同一の静的な引張り強度ＴＳに対して大きな（σｄｙｎ−σｓｔ）を示すことが見いだされた。このときＭが１８０超では、残留オーステナイトが低歪み領域で硬質のマルテンサイトに変態することから、成形性を支配する低歪み領域での静的な応力を上昇させてしまい、形状凍結性等の成形性を劣化させるのみならず、（σｄｙｎ−σｓｔ）の値を小さくすることから、良好な成形性と高い衝撃エネルギー吸収能の両立が得られないためにＭを１８０以下とした。また、Ｍが−１４０未満の場合には、残留オーステナイトの変態が高い歪み領域に限定されるために、良好な成形性は得られるものの（σｄｙｎ−σst）を増大させる効果がなくなることからＭの下限を−１４０とした。
【００２９】
残留オーステナイトの量は例えばＭｏのＫα線を用いたＸ線解析によりフェライトの（２００）面、（２１１）面及びオーステナイトの（２００）面、（２２０）面、（３１１）面の積分反射強度をもちいて、Ｊｏｕｒｎａｌ  ｏｆ  Ｔｈｅ  Ｉｒｏｎ  ａｎｄ  Ｓｔｅｅｌ  Ｉｎｓｔｉｔｕｔｅ，２０６（１９６８）ｐ６０に示された方法にて算出できる。
また、体積分率最大の相であるフェライト又はベイナイトはナイタール腐食写真を元に画像処理もしくはポイントカウント法などを用いて測定することができる。
【００３０】
相当歪みで０％超１０％以下の予変形を与えた後の残留オーステナイト体積分率の測定も上記の方法によって行うことができる。この時、予変形後の残留オーステナイト体積分率が２．５％未満になると、衝撃エネルギー吸収能が著しく劣化するために、これを相当歪みで０％超１０％以下の予変形を与えた後の残留オーステナイト体積分率の下限値とした。予変形後の残留オーステナイト体積分率の上限は特に定めることなく本発明の効果を得ることができるが、その量（％）が鋼板のＣ濃度（質量％）の１２０倍を越える場合にはオーステナイトの安定性が十分でなく、結果として成形性や衝撃エネルギー吸収能を低下させるために１２０×Ｃ（％）以下とする事が好ましい。
【００３１】
ここで、予変形の様式は、単軸引張り、曲げ、プレス成形、鍛造、圧延、造管、拡管等のどの様な変形様式でもかまわない。また、この予変形前後での残留オーステナイト体積分率の比が０．４未満である場合には、衝撃エネルギー吸収能に及ぼす残留オーステナイトの効果が現れないためにこれを下限値とした。また、この比の上限は特に定めることなく本発明の効果を得ることができるが、今想定している最大の予変形量である相当歪みで１０％の予変形を与えた際に、この比が０．９を越えるような場合には、残留オーステナイトが必要以上に安定となり、効果が小さくなるため、相当歪みで１０％の予変形を与えた際の予変形前後での残留オーステナイト体積分率の比は０．９以下とすることが好ましい。
【００３２】
体積分率最大の相であるフェライトやベイナイトの粒径に比べ、残留オーステナイトの平均粒径が大きくなると、残留オーステナイトの安定性そのものが低下し、成形性も衝撃エネルギー吸収能も低下させるために、残留オーステナイト粒はできるだけ細粒にすることが好ましい。特に体積分率最大の相であるフェライトやベイナイトの粒径に対する残留オーステナイトの平均粒径の比が０．６超となった場合にはこの傾向が顕著であるために、これを粒径比の上限とした。この比の下限は特に定めることなく本発明の効果を得ることができるが、残留オーステナイト粒を極度に細粒化することは必要以上にオーステナイトを安定化することによって残留オーステナイトの効果を小さくするため、体積分率最大の相であるフェライトやベイナイトの粒径に対する残留オーステナイトの平均粒径の比は０．０５以上であることが好ましい。
【００３３】
製造条件：
熱延後冷延・焼鈍して本発明の鋼板を製造する場合には、所定の成分に調整されたスラブを鋳造ままもしくは一旦冷却した後再加熱して熱延を行い、その後酸洗し、冷延後連続焼鈍することで最終製品とする。この時、熱延完了温度は鋼の化学成分によって決まるＡｒ3 変態温度以上で行うのが一般的であるが、Ａｒ3 から１０℃程度低温までであれば最終的な鋼板の特性を劣化させない。また、冷却後の巻取温度は鋼の化学成分によって決まるベイナイト変態開始温度以上とすることで、冷延時の荷重を必要以上に高めることがさけられるが、冷延の全圧下率が小さい場合にはこの限りでなく、鋼のベイナイト変態温度以下で巻き取られても最終的な鋼板の特性を劣化させない。また、冷延の全圧下率は、最終板厚と冷延荷重の関係から設定されるが、４０％以上であれば最終的な鋼板の特性を劣化させない。
【００３４】
冷延後焼鈍する際に、焼鈍温度が鋼の化学成分によって決まる温度Ａｃ1 及びＡｃ3 温度（例えば「鉄鋼材料学」：Ｗ．Ｃ．Ｌｅｓｌｉｅ著、幸田成康監訳、丸善Ｐ２７３）で表現される０．１×（Ａｃ3 −Ａｃ1 ）＋Ａｃ1 ℃  未満の場合には、焼鈍温度で得られるオーステナイト量が少ないので、最終的な鋼板中に安定して残留オーステナイトを残すことができないためにこれを焼鈍温度の下限とした。また焼鈍温度がＡｃ3 ＋５０℃を越えても何ら鋼板の特性を改善することができない一方で製造コストの上昇をまねくために、焼鈍温度の上限をＡｃ3 ＋５０℃とした。この温度での焼鈍時間は鋼板の温度均一化とオーステナイトの確保のために１０秒以上が必要である。しかし、３分超では、効果が飽和するばかりでなくコストの上昇を招くのでこれを上限とした。
【００３５】
その後の一時冷却はオーステナイトからフェライトへの変態を促して、未変態のオーステナイト中にＣを濃化させてオーステナイトの安定化をはかるのに重要である。この冷却速度が１℃／秒未満にすることは、必要な生産ライン長を長くしたり、生産速度を極めて遅くするといった製造上のデメリットを生じるために、この冷却速度の下限を１℃／秒とした。一方、冷却速度が１０℃／秒超の場合にはフェライト変態が十分に起こらず、最終的な鋼板中の残留オーステナイト確保が困難となるためにこれを上限とした。この一時冷却が５５０℃未満まで行われると、冷却中にパーライトが生成し、オーステナイト安定化元素であるＣを浪費し、最終的に十分な量の残留オーステナイトが得られないために、これを下限とした。しかしながら、冷却が７００℃超までしか行われなかった場合にはフェライト変態の進行が十分ではないのでこれを上限とした。
【００３６】
引き続き行われる二次冷却の急速冷却は、冷却中にパーライト変態や鉄炭化物の析出などが起こらないような冷却速度として最低１０℃／秒以上が必要となる。但しこの冷却速度を２００℃／秒超にすることは設備能力上困難であることから、１０〜２００℃／秒を冷却速度の範囲とした。
この二次冷却の冷却停止温度が３２０℃以下の場合には、得られる残留オーステナイトの特性が好ましくなく、最終的に得ようとする（σｄｙｎ−σｓｔ）の値を低下させる為に、３２０℃超を下限とした。また、二次冷却停止温度が５００℃超の場合には、必要な量の残留オーステナイトを得ることができないために、これを上限とした。
【００３７】
鋼板中に残留しているオーステナイトを室温で安定にするためには、その一部をベイナイトへ変態させる事でオーステナイト中の炭素濃度を更に高めることが必須である。二次冷却停止温度がベイナイト変態処理のために保持される温度より低温である場合には、保持温度まで加熱される。このときの加熱速度は５℃／秒〜５０℃／秒の範囲であれば最終的な特性を劣化させることはない。また逆に、二次冷却停止温度がベイナイト処理温度よりも高温の場合は、ベイナイト処理温度まで５℃／秒〜２００℃／秒の冷却速度で強制的に冷却しても、あらかじめ目標温度が設定された加熱ゾーンの直接搬送されても、鋼板の最終的な特性を劣化させない。
【００３８】
一方、鋼板が３２０℃以下で保持された場合には、鋼板の静的な変形抵抗が上昇し、加工性と衝撃エネルギー吸収能の両立を示す（σｄｙｎ―σｓｔ）の値を低下させる為に、３２０℃超を下限とした。また５００℃超に保持された場合には、十分な量の残留オーステナイトを確保できないことから、保持温度の範囲を３２０℃超〜５００℃とした。このとき、３２０℃超〜５００℃での保持時間が１５秒未満ではベイナイト変態の進行が十分でないことから最終的に必要な量の残留オーステナイトを得ることができず、また、２０分超ではベイナイト変態の後に鉄炭化物の析出やパーライト変態が起こり、残留オーステナイト生成に不可欠なＣを浪費してしまい、残留オーステナイトを得ることができなくなるために保持時間を１５秒から２０分の範囲とした。ベイナイト変態を促進させる為に行う３２０℃超〜５００℃の保持は、等温での保持であっても、または、この温度範囲であれば温度変化があっても最終的な鋼板の特性を劣化させることはない。この様な鋼板は、この後スキンパス圧下や表面処理が施されても、本発明の範囲の条件を満たせば、なんらその特性を劣化させるものではない。
【００３９】
【実施例】
（実施例１）
表２に示す２５種類の鋼材を１１００℃〜１２５０℃の範囲に加熱し、Ａｒ3 変態温度以上で熱延を完了し、冷却後各鋼の化学成分で決まるベイナイト変態開始温度以上で巻き取った鋼帯を酸洗後、冷延して１．０ｍｍ厚とした。その後、各鋼の成分からＡｃ1 ＝７２３−１０．７×Ｍｎ％−１６．９×Ｎｉ％＋２９．１×Ｓｉ％＋１６．９×Ｃｒ、Ａｃ3 ＝９１０−２０３×（Ｃ％）1/2 −１５．２×Ｎｉ％＋４４．７×Ｓｉ％＋１０４×Ｖ％＋３１．５×Ｍｏ％−３０×Ｍｎ％−１１×Ｃｒ％−２０×Ｃｕ％＋７００×Ｐ％＋４００×Ａｌ％＋４００×Ｔｉ％、で計算されるＡｃ1 変態温度及びＡｃ3 変態温度から計算される温度（Ａｃ1 ＋Ａｃ3 ）／２に９０秒加熱し、５℃／秒で６７０℃まで冷却した後１００℃／秒で３００℃まで冷却し、再加熱後４００℃で５分のベイナイト変態処理を行った後に室温まで冷却した冷延鋼板の動的な特性を調査し、静的な特性と比較した結果を表３に示した。鋼の成分が本発明の範囲内のものについては表中の＊１の欄に示した値すなわち、（σｄｙｎ−σｓｔ）×ＴＳ／１０００が４０以上であることがわかる。
【００４０】
【表２】
0004237912.tif 000003
【００４１】
【表３】
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【００４２】
（実施例２）
表２に示した本発明の成分範囲内である鋼Ｐ２を用いて、焼鈍条件を変化させた場合の特性を調査した結果を表４に示す。Ｐ２鋼のＡｃ1 、Ａｃ3 変態温度は７４２、８４８℃と計算された。熱延鋼板を酸洗後１．０ｍｍ厚まで冷延し、各種の焼鈍条件で焼鈍した。
Ｎｏ．１は焼鈍温度が本発明範囲外であり、必要量の残留オーステナイトが得られていない。また、Ｎｏ．２は一次冷却の冷却停止温度が５００℃と本発明の範囲外であるために、冷却中に生成したパーライトにより、残留オーステナイトの確保が阻害されている。また、Ｎｏ．３は二次冷却の冷却速度が本発明外であるために、冷却中に生成したパーライトにより、残留オーステナイトの確保が達成されていない。また、Ｎｏ．７は二次冷却速度及びベイナイト変態処理温度が高すぎて、鉄炭化物の生成により残留オーステナイトの確保が出来ていない。更に、Ｎｏ．９では、焼鈍温度を必要以上に高温としたために、組織の粗大化がすすみ、残留オーステナイトの粒径が大きくなり、結果として十分大きな動的変形抵抗と静的変形抵抗の差を得ることができない。他の例はすべて本発明の例であり、焼鈍条件が本発明の範囲内であれば所定の変形抵抗の上昇（σｄｙｎ−σｓｔ）が得らることがわかる（表中の＊１の欄の値が４０以上）。
【００４３】
【表４】
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【００４４】
【発明の効果】
本発明により、自動車の軽量化と衝突安全性の確保の要求に応えることのできる高い動的変形抵抗を有する良加工性高強度冷延鋼板を確実に提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明における、加工性と衝撃エネルギー吸収能のバランスを表す｛（σｄｙｎ−σｓｔ）×ＴＳ／１０００｝とＣｏ添加量の関係を示す。
【図２】本発明における、衝突時の衝撃エネルギー吸収能の指標である、５×１０2 〜５×１０3 （１／ｓ）の歪み速度範囲で変形した時の３〜１０％の相当歪み範囲における変形応力の平均値σｄｙｎと５×１０-4〜５×１０-3（１／ｓ）の歪み速度範囲で変形した時の３〜１０％の相当歪み範囲における変形応力の平均値σｓｔの差（σｄｙｎ−σｓｔ）と静的な素材強度との関係である。
【図１】
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【図２】
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