(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％で、Ｃ：０．０２〜０．２５％、ＭｎとＣｒの１種または２種以上を合計で０．１５〜３．５％、Ｓｉ、Ａｌ、Ｐの１種または２種以上を合計で０．０２〜４．０％、を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、最終的に得られる鋼板のミクロ組織において、主相がフェライトで第２相がマルテンサイトを体積分率（全体に対する体積分率を示す。以下同じ）で３〜５０％を含むその他の低温生成相との複合組織からなる鋼板であり、前記鋼板を相当歪で５％成形加工後にマルテンサイトを体積分率で３〜５０％を含み、相当歪にて０％超〜１０％以下の予変形を加えた後、５×１０-4〜５×１０-3（ｓ-1）の歪速度範囲で変形した時の準静的変形強度σｓと、前記予変形を加えた後、５×１０2 〜５×１０3 （ｓ-1）の歪速度範囲で変形した時の動的変形強度σｄとの差（σｄ−σｓ）が６０ＭＰａ以上を満足し、かつ歪５〜１０％の加工硬化指数が０．１３以上を満足することを特徴とする動的変形特性に優れたデュアルフェーズ型高強度冷延鋼板。
【請求項２】
重量％で、Ｃ：０．０２〜０．２５％、ＭｎとＣｒの１種または２種以上を合計で０．１５〜３．５％、Ｓｉ、Ａｌ、Ｐの１種または２種以上を合計で０．０２〜４．０％、を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、最終的に得られる鋼板のミクロ組織において、主相がフェライトで第２相がマルテンサイトを体積分率（全体に対する体積分率を示す。以下同じ）で３〜５０％を含むその他の低温生成相との複合組織からなる鋼板であり、前記鋼板を相当歪で５％成形加工後にマルテンサイトを体積分率で３〜５０％を含み、相当歪にて０％超〜１０％以下の予変形を加えた後、５×１０2 〜５×１０3 （ｓ-1）の歪速度範囲で変形した時の３〜１０％の相当歪範囲における変形応力の平均値σｄｙｎ（ＭＰａ）が予変形を与える前の５×１０-4〜５×１０-3（ｓ-1）の歪速度範囲で測定された静的な引張試験における最大応力：ＴＳ（ＭＰａ）によって表現される式：σｄｙｎ≧０．７６６×ＴＳ＋２５０を満足し、かつ歪５〜１０％の加工硬化指数が０．１３以上を満足することを特徴とする動的変形特性に優れたデュアルフェーズ型高強度冷延鋼板。
【請求項３】
降伏強度ＹＳ（０）と、相当歪にて５％の予変形を加え、或いは更に焼き付け硬化処理（ＢＨ処理）を行った後の静的な引張試験における最大強度ＴＳ’（５）との比：ＹＳ（０）／ＴＳ’（５）≦０．７を満足し、更に前記降伏強度ＹＳ（０）×加工硬化指数≧７０を満足することを特徴とする請求項１または２記載の動的変形特性に優れたデュアルフェーズ型高強度冷延鋼板。
【請求項４】
前記マルテンサイトの平均結晶粒径が５μｍ以下、および前記フェライトの平均結晶粒径が１０μｍ以下を満足することを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の動的変形特性に優れたデュアルフェーズ型高強度冷延鋼板。
【請求項５】
引張強度（ＭＰａ）×全伸び（％）≧１８，０００を満足することを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の動的変形特性に優れたデュアルフェーズ型高強度冷延鋼板。
【請求項６】
調質圧延とテンションレベラーの一方または双方による予変形を、塑性変形量（Ｔ）を下記式：
2.5｛YS(0)/TS'(5) - 0.5｝+ 15 ≧Ｔ≧ 2.5｛YS(0)/TS'(5) - 0.5｝+ 0.5を満足することを特徴とする請求項１〜５のいずれか１項に記載の動的変形特性に優れたデュアルフェーズ型高強度冷延鋼板。
【請求項７】
更にＮｉ、Ｃｕ、Ｍｏの１種または２種以上を合計で３．５％以下含有することを特徴とする請求項１〜６のいずれか１項に記載の動的変形特性に優れたデュアルフェーズ型高強度冷延鋼板。
【請求項８】
更にＮｂ、Ｔｉ、Ｖの１種または２種以上を合計で０．３０％以下含有することを特徴とする請求項１〜７のいずれか１項に記載の動的変形特性に優れたデュアルフェーズ型高強度冷延鋼板。
【請求項９】
前記動的変形特性に優れたデュアルフェーズ型高強度冷延鋼板が、前記素材成分に、更にＢ≦０．０１％、Ｓ≦０．０１％、Ｎ≦０．０２％の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜８のいずれか１項に記載の動的変形特性に優れたデュアルフェーズ型高強度冷延鋼板。
【請求項１０】
前記動的変形特性に優れたデュアルフェーズ型高強度冷延鋼板を製造するに際し、請求項１、請求項７〜９の何れか１項に記載に成分からなる連続鋳造スラブを、鋳造ままで熱延工程へ直送し、もしくは一旦冷却後に再度加熱した後、熱延し、熱延後巻取った熱延鋼板を酸洗後冷延し、連続焼鈍工程で焼鈍して最終的な製品とする際に、冷延後の鋼板をＡｃ1 〜Ａｃ3 の温度に加熱し、この温度範囲内で１０秒以上保持する焼鈍を施した後、冷却するに際し、１〜１０℃／秒の一次冷却速度で５５０〜７２０℃の範囲の二次冷却開始温度（Ｔｑ）まで冷却し、引き続いて１０〜２００℃／秒の二次冷却速度で、成分と焼鈍温度（Ｔｏ）で決まるＴｅｍ以下２００℃以上の二次冷却終了温度（Ｔｅ）まで冷却し、Ｔｅ−５０℃以上４００℃以下の温度範囲で２０分以下の時間保持し、室温まで冷却することを特徴とする動的変形特性に優れたデュアルフェーズ型高強度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、主として自動車の構造部材や補強材に使用することを目的とした優れた耐衝突安全性を有する動的変形特性に優れたデュアルフェーズ型自動車用高強度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】
自動車の燃費規制を背景とした車体軽量化を目的に、高強度鋼の適用が拡大してきたが、直近では自動車事故を想定した耐衝突安全性に関する法規制が国内外で急速に拡大・強化されつつあり、高強度鋼への期待が益々高まっている。例えば、乗用車の前面衝突においては、フロントサイドメンバと呼ばれる部材に高い衝撃吸収性能を持つ材料を適用すれば、この部材が圧潰することで衝撃エネルギーが吸収され、乗員にかかる衝撃を緩和することができる。
【０００３】
しかし、従来の高強度鋼は成形性の向上を主眼として開発されたものであり、耐衝突安全性の観点では適用が疑問視されている。耐衝突安全性に優れた自動車用鋼板およびその製造方法に係わる従来技術としては、特開平７−１８３７２号公報に開示されたように、耐衝突安全性の指標として鋼板の高歪速度下における降伏強さを高めることが開示されているが、部材は成形加工時および衝突変形時に歪を受けるため、耐衝撃性の指標としては降伏強さに加工硬化分を加味することが必要であり、前述のような従来技術では耐衝突安全性としては不十分である。
【０００４】
また、自動車衝突時に各部位が受ける歪速度は１０3 （ｓ-1）程度に達するため、材料の衝撃吸収能を考える場合、このような高歪速度域での動的変形特性の解明が必要でもある。そして、自動車の軽量化と衝突安全性向上を両立させることのできる、動的変形特性に優れた高強度鋼板が必要とされ、最近この点に関する報告がある。例えば、本発明者らは、CAMP-ISIJ Vol.9(1966) P.1112〜1115において、高強度薄鋼板の高速変形特性と衝撃エネルギー吸収能について報告し、その中で、１０3 （ｓ-1）の高歪速度での動的強度は、１０-3（ｓ-1）の低歪速度での静的強度と比較して大きく上昇すること、鋼材の強度上昇によりクラッシュ時の吸収エネルギーが向上すること、材料の歪速度依存性は鋼の組織に依存すること、ＴＲＩＰ型の鋼（加工誘起変態型の鋼）およびデュアルフェーズ（以下ＤＰという）型の鋼は優れた成形性と高い衝撃吸収能を兼ね備えることを述べている。また、このＤＰ型の鋼に関し、本発明者らは先に特願平８−９８０００号および特願平８−１０９２２４号を出願し、その中で自動車軽量化および衝突安全性向上の双方を達成するのに適した静的強度に対し動的強度が高い高強度鋼板とその製造方法を提案している。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
上記のように、高強度鋼板について自動車衝突時の高歪速度における動的変形特性が解明されつつあるものの、衝撃エネルギー吸収のための自動車部材として、鋼板のどのような特性に注目し、どのような基準で材料選定をおこなえば良いかについては明らかにされていない。また、上記自動車部材は、鋼板に曲げやプレス等の成形を施して製造され、衝突時の衝撃は、これら加工された部材に対して加えられる。しかし、このような成形加工後における衝撃エネルギー吸収能を解明した、実部材としての動的変形特性に優れた高強度鋼板については、従来知られていない。
【０００６】
更に、衝突安全用部材の成形に際しては、優れた形状凍結性、優れた張出し性（引張強さ×全伸び≧１８，０００）を兼ね備えることが望まれているが、優れた耐衝突安全性と優れた成形性を両立するものは見当たらないのが実情である。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
本発明は上述した問題を解決すべく提案されたもので、優れた耐衝突安全性を有する動的変形特性に優れたデュアルフェーズ型自動車用高強度冷延鋼板とその製造方法を提供するものである。
また、本発明は、フロントサイドメンバ等の成形加工された自動車部品に使用する高強度鋼板であって、衝突時の衝撃エネルギー吸収用として、適正な特性および基準に基づいて選定され、安全確保に確実に寄与することができる動的変形特性に優れたデュアルフェーズ型自動車用高強度冷延鋼板とその製造方法を提供するものである。
【０００８】
更に、本発明は、衝突安全用部材の成形に適した優れた形状凍結性、優れた張出し性を兼ね備えた動的変形特性に優れたデュアルフェーズ型自動車用高強度冷延鋼板とその製造方法を提供するものである。
本発明は、上記目的を達成するためになされたもので、その具体的手段は以下に示す通りである。
【０００９】
１）重量％で、Ｃ：０．０２〜０．２５％、ＭｎとＣｒの１種または２種以上を合計で０．１５〜３．５％、Ｓｉ、Ａｌ、Ｐの１種または２種以上を合計で０．０２〜４．０％、を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、最終的に得られる鋼板のミクロ組織において、主相がフェライトで第２相がマルテンサイトを体積分率（全体に対する体積分率を示す。以下同じ）で３〜５０％を含むその他の低温生成相との複合組織からなる鋼板であり、前記鋼板を相当歪で５％成形加工後にマルテンサイトを体積分率で３〜５０％を含み、相当歪にて０％超〜１０％以下の予変形を加えた後、５×１０-4〜５×１０-3（ｓ-1）の歪速度範囲で変形した時の準静的変形強度σｓと、前記予変形を加えた後、５×１０2 〜５×１０3 （ｓ-1）の歪速度範囲で変形した時の動的変形強度σｄとの差（σｄ−σｓ）が６０ＭＰａ以上を満足し、かつ歪５〜１０％の加工硬化指数が０．１３以上を満足することを特徴とする動的変形特性に優れたデュアルフェーズ型高強度冷延鋼板、
２）重量％で、Ｃ：０．０２〜０．２５％、ＭｎとＣｒの１種または２種以上を合計で０．１５〜３．５％、Ｓｉ、Ａｌ、Ｐの１種または２種以上を合計で０．０２〜４．０％、を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、最終的に得られる鋼板のミクロ組織において、主相がフェライトで第２相がマルテンサイトを体積分率で３〜５０％を含むその他の低温生成相との複合組織からなる鋼板であり、前記鋼板を相当歪で５％成形加工後にマルテンサイトを体積分率で３〜５０％含み、相当歪にて０％超〜１０％以下の予変形を加えた後、５×１０2 〜５×１０3 （ｓ-1）の歪速度範囲で変形した時の３〜１０％の相当歪範囲における変形応力の平均値σｄｙｎ（ＭＰａ）が予変形を与える前の５×１０-4〜５×１０-3（ｓ-1）の歪速度範囲で測定された静的な引張試験における最大応力：ＴＳ（ＭＰａ）によって表現される式：σｄｙｎ≧０．７６６×ＴＳ＋２５０を満足し、かつ歪５〜１０％の加工硬化指数が０．１３以上を満足することを特徴とする動的変形特性に優れたデュアルフェーズ型高強度冷延鋼板、
３）前記１）または２）において、降伏強度ＹＳ（０）と、相当歪にて５％の予変形を加え、或いは更に焼き付け硬化処理（ＢＨ処理）を行った後の引張試験における最大強度ＴＳ’（５）との比：ＹＳ（０）／ＴＳ’（５）≦０．７を満足し、更に前記降伏強度ＹＳ（０）×加工硬化指数≧７０を満足することを特徴とする動的変形特性に優れたデュアルフェーズ型高強度冷延鋼板、
４）前記１）、２）または３）の何れかにおいて、前記マルテンサイトの平均結晶粒径が５μｍ以下、および前記フェライトの平均結晶粒径が１０μｍ以下を満足することを特徴とする動的変形特性に優れたデュアルフェーズ型高強度冷延鋼板、
５）前記１）、２）、３）または４）の何れかにおいて、引張強度（ＭＰａ）×全伸び（％）≧１８，０００を満足することを特徴とする動的変形特性に優れたデュアルフェーズ型高強度冷延鋼板、６）前記１）、２）、３）、４）または５）の何れかにおいて、調質圧延とテンションレベラーの一方または双方による予変形時の、塑性変形量（Ｔ）が下記式：
2.5｛YS(0)/TS'(5) - 0.5｝+ 15 ≧Ｔ≧ 2.5｛YS(0)/TS'(5) - 0.5｝+ 0.5
を満足することを特徴とする動的変形特性に優れたデュアルフェーズ型高強度冷延鋼板、である。
【００１０】
７）また、本発明による動的変形特性に優れたデュアルフェーズ型高強度冷延鋼板は、前記１）〜６）において、素材成分として、重量％で、更に必要に応じてＮｉ、Ｃｕ、Ｍｏの１種または２種以上を合計で３．５％以下、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの１種または２種以上を合計で０．３０％以下含有し、残部Ｆｅを主成分とすることを特徴とする動的変形特性に優れたデュアルフェーズ型高強度冷延鋼板である。
【００１１】
８）また、本発明による動的変形特性に優れたデュアルフェーズ型高強度冷延鋼板は、前記１）〜７）における素材成分に、更にＢ≦０．０１％、Ｓ≦０．０１％、Ｎ≦０．０２％の１種または２種以上を必要に応じて添加することを特徴とする動的変形特性に優れたデュアルフェーズ型高強度冷延鋼板である。
９）また、本発明における動的変形特性に優れたデュアルフェーズ型高強度冷延鋼板の製造方法としては、前記１）、７）又は８）記載の成分からなる連続鋳造スラブを、鋳造ままで熱延工程へ直送し、もしくは一旦冷却後に再度加熱した後、熱延し、熱延後巻取った熱延鋼板を酸洗後冷延し、連続焼鈍工程で焼鈍して最終的な製品とする際に、冷延後の鋼板をＡｃ1 〜Ａｃ3 の温度に加熱し、この温度範囲内で１０秒以上保持する焼鈍を施した後、冷却するに際し、１〜１０℃／秒の一次冷却速度で５５０〜７２０℃の範囲の二次冷却開始温度（Ｔｑ）まで冷却し、引き続いて１０〜２００℃／秒の二次冷却速度で、成分と焼鈍温度（Ｔｏ）で決まるＴｅｍ以下２００℃以上の二次冷却終了温度（Ｔｅ）まで冷却し、Ｔｅ−５０℃以上４００℃以下の温度範囲で２０分以下の時間保持し、室温まで冷却することを特徴とする、前記１）〜８）の動的変形特性に優れたデュアルフェーズ型高強度冷延鋼板の製造方法である。
【００１３】
【発明の実施の形態】
自動車のフロントサイドメンバ等の衝撃吸収用部材は、鋼板に曲げ加工やプレス加工などを施して製造される。自動車衝突時の衝撃は、これら成形加工された部材に対して加えられるため、このような成形加工に相当する予変形後の状態で高い衝撃吸収能を有していることが必要である。しかし、現在までのところ、成形による変形応力の上昇と歪速度上昇による変形応力の上昇とを同時に考慮して、実部材としての衝撃吸収特性に優れた高強度鋼板を得る試みはなされていないことは前述した通りである。
【００１４】
本発明者らは、前記目的を達成するために種々の実験と研究を重ねた結果、前述の成形加工された実部材において優れた衝撃吸収特性を有する高強度鋼板として、デュアルフェーズ（ＤＰ）組織を有する鋼板が最適であることを知見した。このデュアルフェーズ組織を有する鋼板は、変形速度上昇による変形抵抗増加を担うフェライト相を主相とし、硬質なマルテンサイト相を含む第２相との複合組織であり、動的変形特性に優れていることが判明した。すなわち、最終的に得られる鋼板のミクロ組織は、フェライト相を主相とし、硬質のマルテンサイト相を前記鋼板の相当歪で５％の成形加工後に体積分率で３〜５０％含むその他の低温生成相との複合組織である場合に高い動的変形抵抗を示すことを見いだした。
【００１５】
ここで、前記硬質のマルテンサイト相の体積分率：３〜５０％について述べると、前記マルテンサイト相が３％未満では高強度鋼板を得ることができず、また動的変形強度の高い鋼板も得られないことからマルテンサイト相は体積分率で３％以上が必要である。また、このマルテンサイト相が５０％を超えると変形速度上昇による変形抵抗増加を担うべきフェライト相の体積分率は低下し、静的変形強度に比して動的変形強度の優れた鋼板を得ることができなくなり、しかも成形性が阻害されるため、マルテンサイト相の体積分率は３〜５０％とする必要性も見いだした。
【００１６】
次に、本発明者らは、上記知見に基づき更に実験・研究を進めた結果、フロントサイドメンバ等の衝撃吸収用部材の成形加工に相当する予変形量は、部位によっては最大２０％以上に達する場合もあるが、相当歪として０％〜１０％の部位が大半であることも見いだし、この範囲の予変形の効果を把握することで、部材全体としての予変形後の挙動を推定することが可能であることも見いだした。従って、本発明においては、部材への加工時に与えられる予変形量として相当歪にして０％〜１０％の変形を選択した。
【００１７】
図１は、後述の実施例における表１の各鋼種について、衝突時における成形部材の吸収エネルギー（Ｅａｂ）と素材強度（Ｓ）の関係を示したものである。素材強度Ｓは、通常の引張試験による引張強度（ＴＳ）である。部材吸収エネルギー（Ｅａｂ）は、図２に示すような成形部材の長さ方向（矢印方向）に、質量４００ｋｇの重錘を速度１５ｍ／秒で衝突させ、その時の圧潰量１００ｍｍまでの吸収エネルギーである。なお、図２の成形部材は、厚さ２．０ｍｍの鋼板をハット型部１に、同じ厚さ、同じ鋼種の鋼板２をスポット溶接により接合したものであり、ハット型部１のコーナー半径は２ｍｍで、３はスポット溶接部である。
【００１８】
図１から、部材吸収エネルギー（Ｅａｂ）は、通常の引張試験にで得られる素材強度の高いものほど高くなる傾向が見られるが、バラツキの大きいことが分かる。そこで、図１に示す各素材について、相当歪にして０％超〜１０％以下の予変形を加えた後、５×１０-4〜５×１０-3（ｓ-1）の歪速度範囲で変形した時の準静的変形強度σｓと、前記予変形を加えた後、５×１０2 〜５×１０3 （ｓ-1）の歪速度範囲で変形した時の動的変形強度σｄを測定した。その結果、（σｄ−σｓ）によって層別することができた。図１の各プロットの記号で、
○：０％超〜１０％以下の何れの予変形量で（σｄ−σｓ）＜６０ＭＰａとなるもの、
●：前記範囲全ての予変形量で６０ＭＰａ≦（σｄ−σｓ）であり、かつ予変形量が５％の時、６０ＭＰａ≦（σｄ−σｓ）＜８０ＭＰａであるもの、
■：前記範囲全ての予変形量で６０ＭＰａ≦（σｄ−σｓ）であり、かつ予変形量が５％の時、８０ＭＰａ≦（σｄ−σｓ）＜１００ＭＰａであるもの、
▲：前記範囲全ての予変形量で６０ＭＰａ≦（σｄ−σｓ）であり、かつ予変形量が５％の時、１００ＭＰａ≦（σｄ−σｓ）であるもの、
である。
【００１９】
そして、相当歪にして０％超〜１０％以下の範囲の全ての予変形量において６０ＭＰａ≦（σｄ−σｓ）であるものは衝突時の部材吸収エネルギー（Ｅａｂ）が、素材強度Ｓから予測される値以上であり、衝突時の衝撃吸収用部材として優れた動的変形特性を有する鋼板であった。前述の予測される値は、図１の曲線で示す値であり、Ｅａｂ＝０．０６２Ｓ0.8 で示される。従って、（σｄ−σｓ）は６０ＭＰａ以上が必要である。
【００２０】
次に、耐衝突安全性の向上には鋼の加工硬化指数を高めること、具体的には０．１３以上、好ましくは０．１６以上が基本的に重要であり、降伏強さと加工硬化指数を特定範囲に制御することにより、優れた耐衝突安全性を達成できること、成形性の向上にはマルテンサイトの体積分率と粒径を特定範囲に造り込むこと等の効果がある。
【００２１】
図３は、部材の耐衝突安全性の指標となる動的エネルギー吸収量と、鋼板の加工硬化指数の関係を同一降伏強さクラスのものについて示すものである。鋼板の加工硬化指数の増大により部材の衝突安全性（動的エネルギー吸収量）が向上しており、部材の耐衝突安全性の指標として同一降伏強さクラスであれば鋼板の加工硬化指数が妥当であることを示している。更に、降伏強さが異なる場合には、図４に示すように、降伏強さ×加工硬化指数を部材の耐衝突安全性の指標とすることができる。ただし、部材が成形加工時に歪を受けることを考慮して、加工硬化指数は歪５％〜１０％のｎ値で表現したが、動的エネルギー吸収量向上の観点からは、歪５％以下の加工硬化指数、歪１０％以上の加工硬化指数も高いことが好ましい。
【００２２】
なお、図３、図４における部材の動的エネルギー吸収量は次のようにして求めた。すなわち、鋼板を図５、図６に示す部品形状（コーナーＲ＝５ｍｍ）に成形し、先端５．５ｍｍの電極によりチリ発生電流の０．９倍の電流で３５ｍｍピッチでスポット溶接し、１７０℃×２０分の焼付塗装処理を行った後、約１５０ｋｇの落錘を約１０ｍの高さから落下させ、部材を長手方向に圧壊し、その際の荷重変位線図の面積から変位＝０〜１５０ｍｍの変位仕事を算出して動的エネルギー吸収量とした。試験方法の模式図を図７に示す。図５において、４は天板、５は試験片、６はスポット溶接部である。図６において、７はハット型の試験片、８はスポット溶接部である。図７において、９は天板、１０は試験片、１１は落錘（１５０ｋｇ）、１２は架台、１３はショック／アブゾーバーである。また、鋼板の加工硬化指数、降伏強さは次のようにして求めた。鋼板をＪＩＳ−５号試験片（標点距離５０ｍｍ、平行部幅２５ｍｍ）に加工し、歪速度０．００１（ｓ-1）で引張試験し、降伏強さと加工硬化指数（歪５％〜１０％のｎ値）を求めた。使用した鋼板は、板厚１．２ｍｍで、鋼板組成はＣ：０．０２〜０．２５重量％、Ｍｎ、Ｃｒの１種または２種以上の合計が０．１５〜３．５重量％、Ｓｉ、Ａｌ、Ｐの１種または２種の合計量が０．０２〜４．０重量％を含み、残部Ｆｅを主成分とするものである。
【００２３】
図８は、本発明における衝突時の衝撃エネルギー吸収能の指標である、５×１０2 〜５×１０3 （ｓ-1）の歪速度範囲で変形した時の３〜１０％相当歪範囲における変形応力の平均値σｄｙｎと静的な素材強度（ＴＳ）、すなわち、この静的な素材強度（ＴＳ）は、５×１０-4〜５×１０-3（ｓ-1）の歪速度範囲で測定された静的な引張試験における最大応力（ＴＳ：ＭＰａ）をいう、との関係を示したものである。
【００２４】
フロントサイドメンバ等の衝撃吸収部材は、前述したようにハット型の断面形状を有しており、このような部材の高速での衝突圧潰時の変形を本発明者らが解析した結果、最大では４０％以上の高い歪まで変形が進んでいるものの、吸収エネルギー全体の７０％以上が高速の応力−歪線図の１０％以下の歪範囲で吸収されていることを見いだした。従って、高速での衝突エネルギーの吸収能の指標として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、５×１０2 〜５×１０3 （ｓ-1）の歪速度範囲で変形した時の相当歪で３〜１０％の範囲の平均応力：σｄｙｎを以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、予変形や焼き付け処理が行われる前の鋼板の静的な引張強度｛５×１０-4〜５×１０-3（ｓ-1）の歪速度範囲で測定された静的な引張試験における最大応力（ＴＳ：ＭＰａ）｝の上昇に伴って大きくなることが一般的である。従って、鋼板の静的な引張強度（これは静的な素材強度と同義的である。）を増加させることは部材の衝撃エネルギー吸収能の向上に直接寄与する。しかしながら、鋼板の強度が上昇すると部材への成形性が劣化し、必要な部材形状を得ることが困難になる。従って、同一の引張強度：ＴＳで、高いσｄｙｎを持つ鋼板が望ましい。この関係から、０％超、１０％以下の予変形を与えた後、５×１０2 〜５×１０3 （ｓ-1）の歪速度範囲で変形した時の３〜１０％の相当歪範囲における変形応力の平均値：σｄｙｎ（ＭＰａ）が、予変形を与える前の５×１０-4〜５×１０-3（ｓ-1）の歪速度範囲で測定された静的な引張試験における最大応力（ＴＳ：ＭＰａ）によって表現される式：σｄｙｎ≧０．７６６×ＴＳ＋２５０（ＭＰａ）を満足する鋼板は、実部材としての衝撃吸収エネルギー吸収能が他の鋼板に比べて高く、部材の総重量を増加させることなく衝撃吸収エネルギー吸収能を向上させ、高い動的変形抵抗を有する高強度鋼板を提供できることを見いだした。
【００２６】
また、詳細は未だ解明されていないが、初期転位密度、マルテンサイト相以外の低温生成相、主相であるフェライト相中の固溶元素量および炭化物、窒化物、炭窒化物の析出状態に依存する量であるＹＳ（０）／ＴＳ’（５）が図９に示すように、０．７以下である場合に、優れた動的変形特性を有する鋼板が得られることが判明した。ここで、ＹＳ（０）は降伏強度、ＴＳ’（５）は相当歪にて５％の予変形を加え、或いは更に焼付け硬化処理（ＢＨ処理）を行った後の静的な引張試験における最大強度（ＴＳ’）である。更に、前記降伏強度：ＹＳ（０）×加工硬化指数が７０以上を満足する場合に更に優れた動的変形特性を有する鋼板が得られることが判明した。
【００２７】
また、通常、動的変形強度は静的変形強度の累乗の形で表されることが知られており、静的変形強度が高くなるにつれて、動的変形強度と静的変形強度の差は小さくなる。しかし、材料の高強度化による軽量化を考えた場合、動的変形強度と静的変形強度の差が小さくなると材料置換による衝撃吸収能の向上が大きくなることは期待できず、軽量化の達成が困難になる。この点に関しては、（σｄ−σｓ）値が、（σｄ−σｓ）≧４．１×σｓ0.8 −σｓを満足する範囲であることが好ましい。
【００２８】
次に、本発明における鋼板のミクロ組織について詳細に説明する。マルテンサイトは、前述したように、その体積分率を３〜５０％とし、好ましくは３〜３０％とする。マルテンサイトの平均結晶粒径は５μｍ以下とすることが好ましく、フェライトの平均結晶粒径は１０μｍ以下とすることが好ましい。すなわち、マルテンサイトは硬質であり、主に周囲のフェライトに可動転位を発生させることにより降伏比の低減や加工硬化指数の向上に寄与するが、上記規制を満たすことにより鋼中に微細マルテンサイトを分散させることができ、その特性向上作用が鋼板全体に及ぶようになる。更に、鋼中に前述の微細マルテンサイトが分散することにより硬いマルテンサイトの悪影響である穴拡げ比の劣化や引張強さ×全伸びの劣化を回避することができる。また、加工硬化指数≧０．１３０、かつ引張強さ×全伸び≧１８，０００を確実に達成することができるため耐衝突安全性および成形性を向上させることができる。
【００２９】
マルテンサイトの体積分率が３％未満では、降伏比が高くなると共に、成形後の部材が衝突変形を受けた際に優れた加工硬化能（加工硬化指数≧０．１３０）を発揮することができず、変形抵抗（荷重）が低いレベルに留まり変形仕事量が小さくなるため動的エネルギー吸収量が低く、耐衝撃安全性の向上が達成できない。一方、マルテンサイトの体積分率が５０％超では、降伏比が高くなると共に加工硬化指数が低下し、更に引張強さ×全伸びや穴拡げ比の劣化が起こる。成形性の観点からはマルテンサイトの体積分率を３０％以下とすることが好ましい。
【００３０】
更に、フェライトを体積分率で好ましくは５０％以上、より好ましくは７０％以上含有させ、その平均結晶粒径（平均円相当径）を好ましくは１０μｍ以下、より好ましくは５μｍ以下とし、マルテンサイトをフェライトに隣接させることが好ましい。これにより、マルテンサイトがフェライト地中に微細分散することを助長すると共に、上記特性向上効果が局所的な影響に留まらず鋼板全体に及ぶよう有効に作用し、マルテンサイトの悪影響を抑制するよう好ましく作用する。また、マルテンサイトやフェライト以外の残部組織はパーライト、ベイナイト、残留γ等の１種あるいは２種以上を組み合わせた混合組織としてもよいが、穴拡げ特性が要求される場合にはベイナイト主体とすることが好ましいが、残留γは成形加工によりマルテンサイトへ加工誘起変態するため、成形加工前に残留オーステナイトを含むことは好ましく少量（５％以下）でも効果を有することが実験の結果判明している。
【００３１】
また、衝突安全性と成形性の観点からは、マルテンサイトとフェライトの粒径の比を０．６以下、硬さの比を１．５以上とすることが好ましい。
次に、本発明による動的変形特性に優れたデュアルフェーズ型高強度冷延鋼板を得るための鋼板の化学成分の規制値とその制限理由を説明する。
本発明で使用される動的変形特性に優れたデュアルフェーズ型高強度冷延鋼板は、素材成分として、重量％で、Ｃ：０．０２〜０．２５％、ＭｎとＣｒの１種または２種以上を合計で０．１５〜３．５％、Ｓｉ、Ａｌ、Ｐの１種または２種以上を合計で０．０２〜４．０％を含み更に必要に応じてＮｉ、Ｃｕ、Ｍｏの１種または２種以上を合計で３．５％以下、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの１種または２種以上を合計で０．３０％以下を含有し、残部Ｆｅを主成分とする鋼板である。また、更に必要に応じてＢ≦０．０１％、Ｓ≦０．０１％、Ｎ≦０．０２％の１種または２種以上を含む動的変形特性に優れたデュアルフェーズ型高強度冷延鋼板である。これらの化学成分とその含有量（重量％）について詳述する。
【００３２】
Ｃ：Ｃは鋼板の組織に強く影響を与える元素であり、その含有量が少なくなると目的とする量および強度のマルテンサイト相を得るのが困難になる。添加量が多くなると不必要な炭化物の析出を招き、歪速度上昇による変形抵抗増加を阻害したり、強度が高くなり過ぎたり、更に成形性および溶接性を劣化させることから０．０２〜０．２５重量％とする。
【００３３】
Ｍｎ、Ｃｒ：ＭｎとＣｒはオーステナイトを安定化してマルテンサイトを確保する作用があると共に強化元素でもあるため、その下限添加量は０．１５重量％必要であり、一方、過度の添加は上記効果を飽和し、逆にフェライト変態抑制等の悪影響を生じるため上限添加量を３．５重量％とする。
Ｓｉ、Ａｌ、Ｐ：Ｓｉ、Ａｌはマルテンサイトを生成させるために有用な元素であり、フェライトの生成を促進し、炭化物の生成を抑制することによりマルテンサイトを確保する作用があると共に固溶強化作用と脱酸作用を有する。また、ＰもＡｌ、Ｓｉと同様にマルテンサイト生成促進と固溶強化の能力を有する。この観点からＳｉ＋Ａｌ＋Ｐの下限添加量は０．０２重量％以上とする必要がある。一方、過度の添加は上記効果を飽和し、逆に鋼を脆化させるため上限添加量は４．０重量％以下とする。特に、優れた表面性状が要求される場合には、Ｓｉ添加量を０．１重量％以下とすることによりＳｉスケールを回避するが、逆に１．０重量％以上とすることによりＳｉスケールを全面に発生させて目立たなくすることが望ましい。また、優れた２次加工性、靱性、スポット溶接性、リサイクル性が要求される場合には、Ｐの含有量を０．０５％以下、好ましくは０．０２％以下とする。
【００３４】
Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏ：これらの元素は必要に応じて添加されるが、Ｍｎと同様にオーステナイト安定化元素でもあり、鋼の焼き入れ性を高め、マルテンサイトの生成を容易にし、強度調整のために有効な元素でもある。溶接性や化成処理の観点からは、Ｃ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｎ量に制限がある場合に使用することができるが、これらの元素の添加量が合計で３．５重量％を超えると母相であるフェライト相の硬質化を招き、歪速度上昇による変形抵抗増加を阻害し、母相が硬化する他、鋼板コストの上昇を招くためこれら元素の添加量は３．５０重量％以下とする。
【００３５】
Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ：これらの元素は必要に応じて添加されるが、炭化物、窒化物、炭窒化物を形成し、鋼板の高強度化に有効な元素である。しかし、０．３重量％を超えて添加すると母相であるフェライト相中または粒界に多量の炭化物、窒化物もしくは炭窒化物として析出し、高速変形時に可動転位の放出源となり、歪速度上昇による変形抵抗増加を阻害する。また、母相の変形抵抗が必要以上に増加し、更に不必要にＣを浪費し、コストの上昇を招くことから上限添加量を０．３重量％とする。
【００３６】
Ｂ：Ｂはフェライトの生成を抑制することで鋼の焼入れ性を向上させることから高強度化に有効な元素であるが、その添加量が０．０１重量％超では効果が飽和することから、Ｂ添加量の上限を０．０１重量％とする。
Ｓ：Ｓは硫化物系介在物による成形性（特に穴拡げ性）、スポット溶接性の劣化の観点から０．０１重量％以下、好ましくは０．００３重量％以下とする。
次に、本発明における予変形の付与方法について説明する。予変形は、部材成形のための成形加工であってもよく、また成形加工以前の鋼板素材に与えられる調質圧延やテンションレベラーによる加工であってもよい。この場合、調質圧延、テンションレベラーの一方または双方とすることもできる。すなわち、調質圧延、テンションレベラー、調質圧延およびテンションレベラーのいずれの手段でもよい。更に、調質圧延やテンションレベラーにより加工された鋼板素材に成形加工を加えてもよい。前記調質圧延および／またはテンションレベラーで付与される予変形量、すなわち塑性変形量（Ｔ）は、初期転位密度により異なるが初期転位密度が大であれば前記Ｔの量が小さくてよい。また、固溶元素が少ない場合には導入された転位を固着できず、高い動的変形特性を確保できない。従って、前記塑性変形量（Ｔ）は、降伏強度：ＹＳ（０）と、相当歪にて５％の予変形を加え、或いは更に焼き付け硬化処理（ＢＨ処理）を行った後の静的な引張試験における最大強度ＴＳ’（５）との比、ＹＳ（０）／ＴＳ’（５）に応じて規定されることも分かった。すなわち、ＹＳ（０）／ＴＳ’（５）は、初期転位密度と５％の変形により導入された転位密度の和、および固溶元素量を示す指標となり、ＹＳ（０）／ＴＳ’（５）が小さいほど初期転位密度が高く、固溶元素が多いといえる。従って、ＹＳ（０）／ＴＳ’（５）を０．７以下とし、下記式：
2.5｛YS(0)/TS'(5) - 0.5｝+ 15  ≧Ｔ≧2.5 ｛YS(0)/TS'(5) - 0.5｝+ 0.5
に従って付与されることが好ましく、前記Ｔの上限は衝撃吸収能、曲げ性などの成形性の観点から決定されたものである。
【００３７】
次に、本発明による動的変形特性に優れたデュアルフェーズ型高強度冷延鋼板の製造方法について説明する。
本発明による冷延鋼板は、熱延、巻き取り後の各工程を経た鋼板を、冷間圧延し、焼鈍に付される。この焼鈍は、図１０に示すような焼鈍サイクルを有する連続焼鈍が最適であり、この連続焼鈍工程で焼鈍して最終的な製品とする際に、Ａｃ1 〜Ａｃ3 の温度範囲において、１０秒以上保持することが必要である。Ａｃ1 未満ではオーステナイトが生成しないため、その後、マルテンサイトを得る事ができず、Ａｃ3 超では粗大なオーステナイトの単相組織となるため、その後、所望のマルテンサイトの占積率とその平均粒径を得る事ができない。また、１０秒未満ではオーステナイトの生成量が不足するため、その後、所望のマルテンサイトを得る事ができない。なお、滞在時間の上限は設備の長大化、ミクロ組織の粗大化を避ける観点から、２００秒以下が好ましい。上記焼鈍後の冷却については、平均冷却速度を５℃／秒以上とすることが必要である。５℃／秒未満では所望のマルテンサイト占積率が得られない。その上限は特に設けるものではないが、冷却時の温度制御性から、３００℃／秒が好ましい。
【００３８】
特に、本発明においては、図１０に示す連続焼鈍サイクルで、冷延後の鋼板をＡｃ1 〜Ａｃ3 の温度Ｔｏに加熱し、冷却するに際し、冷却条件としては、１〜１０℃／秒の一次冷却速度で５５０〜Ｔｏの範囲の二次冷却開始温度Ｔｑまで冷却し、引き続いて１０〜２００℃／秒の二次冷却速度で、鋼材成分と焼鈍温度Ｔｏで決まる温度：Ｔｅｍ以下２００℃以上の二次冷却終了温度Ｔｅまで冷却する方法である。これは、図１０に示す連続焼鈍サイクルにおける急冷終点温度Ｔｅを成分と焼鈍温度Ｔｏとの関数として表し、ある限界値以下とする方法である。Ｔｅまで冷却した後、Ｔｅ−５０℃以上４００℃以下の温度範囲で２０分以下の時間保持し、室温まで冷却する。
【００３９】
ここで、Ｔｅｍとは、急冷開始時点Ｔｑで残留しているオーステナイトのマルテンサイト変態開始温度である。すなわち、Ｔｅｍは、オーステナイト中のＣ濃度の影響を除外した値（Ｔ１）とＣ濃度の影響を示す値（Ｔ２）の差：Ｔｅｍ＝Ｔ１−Ｔ２である。ここで、Ｔ１とは、Ｃ以外の固溶元素濃度によって計算される温度であり、また、Ｔ２は鋼板の成分で決まるＡｃ1 とＡｃ3 および焼鈍温度Ｔｏによって決まるＴｑでの残留オーステナイト中のＣ濃度から計算される温度である。また、Ｃｅｑ* は、前記焼鈍温度Ｔｏで残留しているオーステナイト中の炭素当量である。従って、Ｔ１は、Ｔ１＝５６１−３３×｛Ｍｎ％＋（Ｎｉ＋Ｃｒ＋Ｃｕ＋Ｍｏ）／２｝、
また、Ｔ２は、
Ａｃ1 ＝７２３−１０．７×Ｍｎ％−１６．９×Ｎｉ％＋２９．１×Ｓｉ％＋１６．９×Ｃｒ％、および、
Ａｃ3 ＝９１０−２０３×（Ｃ％）1/2 −１５．２×Ｎｉ％＋４４．７×Ｓｉ％＋１０４×Ｖ％＋３１．５×Ｍｏ％−３０×Ｍｎ％−１１×Ｃｒ％−２０×Ｃｕ％＋７０×Ｐ％＋４０×Ａ１％＋４００×Ｔｉ％、
と焼鈍温度Ｔｏにより表現され、
Ｃｅｑ* ＝（Ａｃ3 −Ａｃ1 ）×Ｃ／（Ｔｏ−Ａｃ1 ）＋（Ｍｎ＋Ｓｉ／４＋Ｎｉ／７＋Ｃｒ＋Ｃｕ＋１．５Ｍｏ）／６が、
０．６超の場合には、Ｔ２＝４７４×（Ａｃ3 −Ａｃ1 ）×Ｃ／（Ｔｏ−Ａｃ1 ）、０．６以下の場合には、
Ｔ２＝４７４×（Ａｃ3 −Ａｃ1 ）×Ｃ／｛３×（Ａｃ3 −Ａｃ1 ）×Ｃ＋〔（Ｍｎ＋Ｓｉ／４＋Ｎｉ／７＋Ｃｒ＋Ｃｕ＋１．５Ｍｏ）／２−０．８５〕｝×（Ｔｏ−Ａｃ1 ）｝、により表現される。
【００４０】
すなわち、ＴｅがＴｅｍ以上の場合には所望のマルテンサイトが得られない。また、Ｔｏａが４００℃以上では冷却によって得られたマルテンサイトが分解し、良好な動的特性と成形性が得られなくなる。一方、ＴｏａがＴｅ−５０℃未満の場合には、付加的な冷却設備が必要であったり、連続焼鈍炉の炉温と鋼板の温度差に起因した材質のバラツキが大きくなることから、この温度を下限とした。また、保持時間が２０分を超える場合には設備が長大となることから、その上限を２０分とした。
【００４１】
以上述べたような鋼板組成と製造方法を採用することにより、鋼板のミクロ組織が、主相をフェライトとし、体積分率で３〜５０％のマルテンサイトを含むその他の低温生成相との複合組織からなる鋼板であり、前記鋼板を相当歪で５％成形加工後にマルテンサイトを体積分率で３〜５０％を含み、かつ相当歪みで０％超１０％以下の予変形を与えた後、５×１０-4〜５×１０-3（１／ｓ）の歪み速度範囲で変形した時の準静的変形強度（σｓ）と、前記予変形を与えた後の５×１０2 〜５×１０3 （１／ｓ）の歪み速度範囲で測定された動的変形強度（σｄ）との差（σｄ−σｓ）が６０MPa 以上を満足し、かつ歪み５〜１０％の加工硬化指数が０．１３以上を満足する高い動的変形特性に優れたデュアルフェーズ型高強度冷延鋼板を得ることが可能になる。なお、本発明による鋼板は、焼鈍、調質圧延、電気めっき等を施して目的とする製品とすることも可能である。
【００４２】
【実施例】
次に本発明を実施例に基づいて説明する。
＜実施例１＞
表１に示す２２種類（鋼番１〜２２）の鋼材を１０５０〜１２５０℃に加熱し、熱延後、冷却、巻取りを行い、更に酸洗後、表２に示した条件で冷延して冷延鋼板を製造した。その後、各鋼の成分からＡｃ1 、Ａｃ3 の各温度を求め、表２に示すような焼鈍条件で加熱、冷却、保持を行い、その後室温まで冷却した。本発明による成分条件と製造条件を満足する鋼板は、表３に示すようにマルテンサイト体積分率で３％以上５０％以下含有するデュアルフェーズ組織を有していると共に、これら冷延鋼板の機械的性質は、表４に示すように、歪５〜１０％の加工硬化指数が０．１３以上、σｄ−σｓが６０ＭＰａ以上、σｄｙｎ≧０．７６６×ＴＳ＋２５０という優れた耐衝撃安全性を示すと共に、成形性および溶接性をも兼ね備えていることが明らかである。
【００４３】
【表１】
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【００４４】
【表２】
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【００４５】
【表３】
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【００４６】
【表４】
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【００４７】
ミクロ組織は以下の方法で評価した。
フェライト、ベイナイト、マルテンサイト及び残部組織の同定、存在位置の観察、及び平均結晶粒径（平均円相当径）と占積率の測定はナイタール試薬及び特開昭59−219473に開示された試薬により鋼板圧延方向断面を腐食した倍率1000倍の光学顕微鏡写真により行った。
【００４８】
特性評価は以下の方法で実施した。
引張試験は JIS５号（標点距離50mm、平行部幅25mm）を用い歪速度０．００１／ｓで実施し、引張強さ（TS）、降伏強さ（YS）、全伸び（T. El)、加工硬化指数（歪１％〜５％のｎ値）を求め、YS×加工硬化指数、TS×T. El を計算した。
スポット溶接性は鋼板板厚の平方根の５倍の先端径を有する電極によりチリ発生電流の０．９倍の電流で接合したスポット溶接試験片をたがねで破断させた時にいわゆる剥離破断を生じたら不適とした。
【００４９】
【発明の効果】
上述したように、本発明は従来にない優れた耐衝突安全性および成形性を兼ね備えた自動車用高強度熱延鋼板および冷延鋼板を低コストで、しかも安定的に提供することが可能になり、高強度鋼板の使用用途および使用条件が格段に拡大されるものである。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明における衝突時の成形部材の吸収エネルギー（Ｅａｂ）と素材強度（Ｓ）との関係を示す図。
【図２】図１における衝撃吸収エネルギー測定用の成形部材を示す斜視図。
【図３】鋼板の加工硬化指数と動的エネルギー吸収量との関係を示す図。
【図４】鋼板の降伏強さ×加工硬化指数と動的エネルギー吸収量との関係を示す図。
【図５】図３、図４に関わる衝撃圧壊試験方法に用いられる（ハットモデル）の概観図。
【図６】図５の試験片形状の断面図。
【図７】図３〜図６に関わる衝撃圧壊試験方法の模式図。
【図８】本発明における衝突時の衝撃エネルギー吸収能の指標である、５×１０2 〜５×１０3 （１／Ｓ）の歪速度で変形した時の３〜１０％の相当歪範囲における変形応力の平均値σｄｙｎ−ＴＳとＴＳとの関係を示す図。
【図９】本発明例および比較例の調質圧延による静動比の変化を示すグラフ。
【図１０】本発明による連続焼鈍の焼鈍サイクルを示す模式図。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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【図８】
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【図９】
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【図１０】
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