JP2001081533A

JP2001081533A - 高張力冷延鋼板及びその製造方法

Info

Publication number: JP2001081533A
Application number: JP26187999A
Authority: JP
Inventors: Shigeki Nomura; 茂樹野村; Hiroyuki Nakagawa; 浩行中川
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1999-09-16
Filing date: 1999-09-16
Publication date: 2001-03-27
Anticipated expiration: 2019-09-16
Also published as: JP3424619B2

Abstract

(57)【要約】【課題】引張強度９８０Ｎ/mm²以上を備え、低降伏比
で、伸び，曲げ性，遅れ破壊特性に優れた高張力冷延鋼
板を提供する。【解決手段】冷延鋼板を、Ｃ：0.10〜0.20％，Si:0.8
％以下，Mn:1.6〜 2.7％，Ｐ：0.03％以下，Ｓ:0.010％
以下，Al:0.005〜0.10％，Ｎ：0.0020〜0.0080％，Ti：
｛⁴⁸/₁₄Ｎ(%) ＋0.005 ｝〜0.12％、更に必要に応じて
適量のCr，Mo，Nb，Ｖ，Ｂ，Ca，Cu，Niの１種以上を含
むと共に、粒径５μｍ以下のフェライト，マルテンサイ
ト，オ−ステナイトを所定割合で有する構成とする。製
造には、特定組成の冷延鋼板を組成を考慮した温度に加
熱した後、 600〜 750℃から 200〜420℃までは10〜 20
0℃/sで冷却し、該温度域で80秒〜５分間保持してから
室温まで冷却する焼鈍処理が施される。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】この発明は、ドアインパクトビ−
ムやバンパ−レインフォ−ス等といった自動車の衝突安
全性を確保するための部品用として好適な“降伏比が
0.8以下で引張強度が９８０Ｎ/mm²以上の成形性と遅れ
破壊特性に優れる高張力冷延鋼板”及びその製造方法に
関するものである。

【０００２】

【従来技術とその課題】近年、自動車の安全対策，軽量
化対策の観点から、引張強度９８０Ｎ/mm²以上の高張力
冷延鋼板が強く望まれるようになっている。しかしなが
ら、鋼板を高強度化していくにつれて成形性の劣化や水
素脆化に起因した遅れ破壊特性の劣化が問題となる。

【０００３】例えば、特開平７−１０２３４１号公報に
は、水素脆化特性が改善された引張強度９８０Ｎ/mm²以
上の超高強度冷延鋼板を実現する手法として、「Ti添加
冷延鋼板に対し、Ａc₃点以上の均熱状態から僅かな徐冷
期間を置いてＭs 点以下にまで急冷してマルテンサイト
変態を生ぜしめた後に１５０〜３００℃で１〜１５分間
焼戻すという連続焼鈍を施すことにより、フェライト量
が面積率にて２０％以下で、組織中に粗大炭化物を有す
ることのない焼戻しマルテンサイトを中心とする組織を
実現する方法」が示されているが、この方法によって得
られる冷延鋼板は降伏比が高く、また伸びも低いため、
前述の自動車部品用として求められる成形性を十分に満
足するものではない。

【０００４】また、特開平８−１３４５４９号公報に
は、Ca添加冷延鋼板に同様の処理を施して水素脆化特性
が改善された超高強度薄鋼板を製造する方法が開示され
ているが、この方法によっても満足できる成形性と遅れ
破壊特性とが両立した高張力冷延鋼板を得るのは困難で
あった。

【０００５】更に、特開平９−１１１３９６号公報に
は、「フェライト微細化元素としてTi又はNbを添加する
と共に鋼の熱間圧延条件や冷延後の熱処理条件を工夫
し、鋼板の組織を微細なフェライトと微細なマルテンサ
イトの２相組織とすることで耐衝撃性（動的降伏強度）
の向上を図った高張力鋼板」に係る発明が開示されてい
るが、この技術によっても遅れ破壊が問題となる引張強
度９８０Ｎ/mm²以上の高強度鋼板に十分な成形性を兼備
せしめることは困難であった。

【０００６】このようなことから、本発明が目的とした
のは、引張強度９８０Ｎ/mm²以上の高強度を備え、しか
も降伏比が低くて伸び，曲げ性も良好で、かつ優れた遅
れ破壊特性をも兼備した高張力冷延鋼板の実現手段を確
立することである。

【０００７】

【課題を解決するための手段】そこで、本発明者等は上
記目的を達成すべく鋭意研究を行った結果、「引張強度
９８０Ｎ/mm²以上の高強度，低降伏比，良好な伸びと曲
げ性，優れた遅れ破壊特性を兼備した高張力冷延鋼板
は、鋼板の化学組成を調整すると共に、冷間圧延後の連
続焼鈍条件を鋼板の化学組成との関係で厳密に調整し、
鋼板の組織を微細なフェライトと微細なマルテンサイト
とオ−ステナイトとが所定の割合で共存したものとする
ことによって実現することができる」との新規知見を得
ることができた。

【０００８】本発明は、上記知見事項等を基に完成され
たもので、次に示す高張力冷延鋼板並びにその製造方法
を提供するものである。 (1) 重量割合にてＣ：0.10〜0.20％， Si： 0.8％以
下， Mn： 1.6〜 2.7％，Ｐ：0.03％以下，Ｓ：
0.010％以下， Al： 0.005〜0.10％，Ｎ：0.0020〜0.0
080％， Ti：｛⁴⁸/₁₄Ｎ(%) ＋0.005 ｝〜0.12％を含
むと共に残部が実質的にFe及び不可避不純物から成り、
かつ粒径が５μｍ以下のフェライトを体積率で３０〜７
０％、粒径が５μｍ以下のマルテンサイトを体積率で２
０〜６０％、更にオ−ステナイトを体積率で３〜２０％
有することを特徴とする、降伏比が 0.8以下で９８０Ｎ
/mm²以上の引張強度を示す成形性と遅れ破壊特性に優れ
る高張力冷延鋼板。 (2) 重量割合にてＣ：0.10〜0.20％， Si： 0.8％以
下， Mn： 1.6〜 2.7％，Ｐ：0.03％以下，Ｓ：
0.010％以下， Al： 0.005〜0.10％，Ｎ：0.0020〜0.0
080％， Ti：｛⁴⁸/₁₄Ｎ(%) ＋0.005 ｝〜0.12％を含
み、更にCr：0.01〜 1.0％， Mo：0.01〜0.50％，
Nb： 0.003〜0.08％，Ｖ： 0.003〜0.08％，Ｂ：0.
0001〜0.0050％， Ca：0.0001〜0.01％，Cu：0.01〜0.
50％， Ni：0.01〜0.50％の１種以上を含むと共に残
部が実質的にFe及び不可避不純物から成り、かつ粒径が
５μｍ以下のフェライトを体積率で３０〜７０％、粒径
が５μｍ以下のマルテンサイトを体積率で２０〜６０
％、更にオ−ステナイトを体積率で３〜２０％有するこ
とを特徴とする、降伏比が 0.8以下で９８０Ｎ/mm²以上
の引張強度を示す成形性と遅れ破壊特性に優れる高張力
冷延鋼板。 (3) 重量割合にてＣ：0.10〜0.20％， Si： 0.8％以
下， Mn： 1.6〜 2.7％，Ｐ：0.03％以下，Ｓ：
0.010％以下， Al： 0.005〜0.10％，Ｎ：0.0020〜0.0
080％， Ti：｛⁴⁸/₁₄Ｎ(%) ＋0.005 ｝〜0.12％を含
むと共に残部が実質的にFe及び不可避不純物から成る鋼
片を、熱間圧延して冷間圧延した後、下記 (a)式で示す
温度Ｔ（℃）に５秒〜５分間加熱し、その冷却過程で、
６００〜７５０℃からは１０〜２００℃/sの冷却速度に
て２００〜４２０℃まで冷却し、その後２００〜４２０
℃の温度範囲で８０秒〜５分間保持してから室温まで冷
却することを特徴とする、前記 (1)項に記載の成形性と
遅れ破壊特性に優れる高張力冷延鋼板を製造する方法。Ｔ₁＋６０ ≧ Ｔ ≧ Ｔ₁ …… (a) 但し、９００≧Ｔで、かつＴ₁＝６００＋７０×〔Mn
(%) ＋11×｛Ti(%) −⁴⁸/₁₄Ｎ(%) ｝〕 (4) 重量割合にてＣ：0.10〜0.20％， Si： 0.8％以
下， Mn： 1.6〜 2.7％，Ｐ：0.03％以下，Ｓ：
0.010％以下， Al： 0.005〜0.10％，Ｎ：0.0020〜0.0
080％， Ti：｛⁴⁸/₁₄Ｎ(%) ＋0.005 ｝〜0.12％を含
み、更にCr：0.01〜 1.0％， Mo：0.01〜0.50％，
Nb： 0.003〜0.08％，Ｖ： 0.003〜0.08％，Ｂ：0.
0001〜0.0050％， Ca：0.0001〜0.01％，Cu：0.01〜0.
50％， Ni：0.01〜0.50％の１種以上を含むと共に残
部が実質的にFe及び不可避不純物から成る鋼片を、熱間
圧延して冷間圧延した後、下記 (b)式で示す温度Ｔ
（℃）に５秒〜５分間加熱し、その冷却過程で、６００
〜７５０℃からは１０〜２００℃/sの冷却速度にて２０
０〜４２０℃まで冷却し、その後２００〜４２０℃の温
度範囲で８０秒〜５分間保持してから室温まで冷却する
ことを特徴とする、前記 (2)項に記載の成形性と遅れ破
壊特性に優れる高張力冷延鋼板を製造する方法。Ｔ₁＋６０ ≧ Ｔ ≧ Ｔ₁ …… (b) 但し、９００≧Ｔで、かつＴ₁＝６００＋７０×〔Mn
(%) ＋Cr(%) ＋２Mo(%) ＋11×｛Ti(%)−⁴⁸/₁₄Ｎ(%)
｝＋Nb(%) ＋¹/₂Ｖ(%) ＋80Ｂ(%) 〕

【０００９】

【作用】以下、本発明において鋼板の化学組成及び組織
並びに製造条件を前記の如くに限定した理由を、その作
用と共に説明する。 [A] 化学組成 a) Ｃ：Ｃは鋼板に高張力を付与する上で重要な元素で
あり、所望の引張強度を確保するためにはＣ含有量を0.
10％以上（以降、成分量を表す％は重量％）とする必要
がある。ただ、0.20％を超えてＣを含有させると靱性や
溶接性が低下する。従って、Ｃ含有量は0.10〜0.20％と
定めたが、好ましくは0.12〜0.18％とするのが良い。

【００１０】b) Si：Siも鋼板の高強度化に有効な元素
であるが、Si含有量が 0.8％を超えると化成処理性の劣
化が目立つようになる。従って、Si含有量は 0.8％以下
と定めたが、好ましくは 0.5％以下、より好ましくは
0.3％以下とするのが良い。

【００１１】b) Mn：Mnには、オ−ステナイトを安定化
させることによってマルテンサイトの生成を容易化し鋼
板の高張力を確保する作用があるが、Mn含有量が 1.6％
未満ではマルテンサイト生成が不十分で所望の引張強度
を確保することができない。しかし、Mn含有量が 2.7％
を超えるとバンド組織が発達し、成形性、特に曲げ性が
低下する。従って、Mn含有量は 1.6〜 2.7％と定めた
が、好ましくは 1.9〜 2.4％に調整するのが良い。

【００１２】c) Ｐ：Ｐは結晶粒界に偏析して鋼板の遅
れ破壊特性を劣化させる好ましくない不純物元素であ
り、またバンド組織を形成して曲げ性に悪影響を及ぼす
元素でもある。従って、Ｐ含有量はこれらの弊害が顕著
化しない0.03％以下の範囲と定めたが、好ましくは 0.0
20％以下、より好ましくは 0.015％以下とするのが良
い。 d) Ｓ：Ｓも、MnＳを形成して鋼板の曲げ性を劣化させ
る好ましくない不純物元素である。更に、MnＳに集まる
水素を起点として遅れ破壊が進行する傾向があるため、
Ｓは遅れ破壊特性の劣化にも関与する元素である。従っ
て、Ｓ含有量はこれらの弊害が顕著化しない 0.010％以
下と定めたが、好ましくは0.0040％以下、より好ましく
は0.0015％以下とするのが良い。

【００１３】e) Al：Alは鋼の脱酸剤として添加される
元素であるが、その含有量が 0.005％未満では脱酸効果
が不十分であり、一方、0.10％を超えて含有させても効
果が飽和し経済的に不利となることから、Al含有量は
0.005〜0.10％と定めた。

【００１４】f) Ti：Tiは、結晶粒の微細化作用を通じ
て鋼板の遅れ破壊特性や曲げ性を改善する効果をもたら
すので、本発明では重要な元素の１つである。即ち、Ti
は鋼中のＮと結合してTiＮとして析出し、これにより結
晶粒の粗大化を抑える。また、Tiは鋼中のＣとも結合し
TiＣとして微細に析出して再結晶を遅らせるため、この
点からも結晶粒の微細化に寄与するほか、析出した炭化
物は粒成長を抑制する働きを示して結晶粒の粗大化を防
止する。そして、結晶粒の微細化によって粒界面積が増
大すると、遅れ破壊の原因となる不純物元素の粒界での
濃度や炭化物の粒界への析出密度が減少し、これが良好
な耐遅れ破壊特性につながる上、微細結晶が混在した組
織では曲げ加工の際に特定の相に応力集中が起きるのが
緩和されるので曲げ性の向上にもつながる。ただ、これ
らの効果を発揮させるためには、Ti含有量を厳密に｛
⁴⁸/₁₄Ｎ(%)＋0.005 ｝％以上確保する必要がある。し
かし、0.12％を超えてTiを含有させると溶接性の問題が
生じる。そのため、Ti含有量は「｛⁴⁸/₁₄Ｎ(%) ＋0.00
5 ｝〜0.12％」と定めた。

【００１５】g) Ｎ：Ｎは、上述のようにTiと結合してT
iＮとなり結晶粒の粗大化を抑える作用を有しているの
で0.0020％以上の含有量を確保するが、0.0080％を超え
て含有させるとスラブのヒビ割れの原因となる。従っ
て、Ｎ含有量は0.0020〜0.0080％と定めた。

【００１６】h) Cr，Mo：Cr及びMoは、Mnと同様、何れ
もオ−ステナイトを安定化することによりマルテンサイ
トを生成させ鋼板の高張力化に寄与する作用を有してい
るので、必要に応じて添加される元素である。しかしな
がら、その効果はCrもMoも含有量が0.01％未満では不十
分であり、またCr含有量が 1.0％を、Mo含有量が0.50％
をそれぞれ超えても前記効果は飽和してコスト的に不利
となることから、Cr添加の場合にはその含有量を0.01〜
1.0％に、Mo添加の場合にはその含有量を0.01〜0.50％
にそれぞれ定めた。

【００１７】i) Nb，Ｖ，Ｂ：Nb，Ｖ及びＢは、何れも
再結晶を遅らせて結晶粒を微細化させる作用を有してい
るので、必要に応じて添加される元素である。しかしな
がら、その効果はNb含有量が 0.003％未満、Ｖ含有量が
0.003％未満、そしてＢ含有量が0.0001％未満では不十
分であり、またNb含有量が0.08％を、Ｖ含有量が0.08％
を、してＢ含有量が0.0050％を超えても前記効果は飽和
してコスト的に不利となる。従って、Nb添加の場合には
その含有量を 0.003〜0.08％に、Ｖ添加の場合にはその
含有量を0.003 〜0.08に、Ｂ添加の場合にはその含有量
を0.0001〜0.01％にそれぞれ定めた。

【００１８】j) Ca：Caは、鋼中のＳと結合して硫化物
を球状化させ、曲げ性や遅れ破壊性を改善する作用があ
るので必要に応じて添加される元素であるが、その含有
量0.0001％未満では前記作用による効果が不十分であ
り、また0.01％を超えて含有させてもその効果は飽和し
てコスト的に不利となることから、Ca含有量は0.0001〜
0.01％と定めた。

【００１９】k) Cu，Ni：Cu及びNiには、何れも腐食抑
制効果があり、表面に濃化し遅れ破壊の原因となる水素
の侵入を抑える作用を有しているので、必要に応じて添
加される元素である。しかしながら、その効果はCuもNi
も含有量が0.01％未満では不十分であり、また何れの場
合も0.50％を超えて含有させてもその効果は飽和してコ
スト的に不利となる。従って、Cu添加の場合にはその含
有量を0.01〜0.50％に、Ni添加の場合もその含有量を0.
01〜0.50にそれぞれ定めた。

【００２０】[B] 組織本発明に係る冷延鋼板は、粒径が５μｍ以下のフェライ
トを体積率で３０〜７０％、粒径が５μｍ以下のマルテ
ンサイトを体積率で２０〜６０％、更にオ−ステナイト
を体積率で３〜２０％有する組織であることが重要であ
り、これによって９８０Ｎ/mm²以上の高い引張強度と、
優れた成形性につながる 0.8以下の降伏比，良好な伸
び，良好な曲げ性と、優れた耐遅れ破壊特性とを兼備す
ることになる。

【００２１】即ち、冷延鋼板の組織を“５μｍ以下の粒
径の微細なフェライトとマルテンサイトをそれぞれ３０
〜７０体積％及び２０〜６０体積％の割合で有した組
織”とすることにより、“遅れ破壊の原因となるＰ等の
不純物元素の粒界での濃度”や“炭化物の粒界への析出
密度”が減少し、これが優れた耐遅れ破壊特性の確保に
つながる。なお、遅れ破壊を十分に抑制するためには炭
化物の析出を抑えることが必要があり、そのためには冷
延鋼板の主要組織をベイナイトやパ−ライトとするので
はなくてフェライト及びマルテンサイトとすることが重
要である。

【００２２】更に、３０〜７０体積％のフェライトは鋼
板の成形性に有利な“ 0.8％以下の降伏比”を得るため
にも必要であり、また２０〜６０体積％のマルテンサイ
トは９８０Ｎ/mm²以上の引張強度を得るのに必要であ
る。ところで、フェライト及びマルテンサイトの粒径の
５μｍ以下への微細化は曲げ加工時におけるフェライト
への応力集中を緩和する効果につながり、良好な曲げ性
を確保するためにも重要なことである。

【００２３】以上の理由から、本発明に係る冷延鋼板で
は、粒径が５μｍ以下のフェライトを体積率で３０〜７
０％、粒径が５μｍ以下のマルテンサイトを体積率で２
０〜６０％有することと定めたが、好ましくは粒径５μ
ｍ以下のフェライトは体積率で４０〜６０％とするのが
良く、また粒径５μｍ以下のマルテンサイトは好ましく
は体積率で３０〜６０％、より好ましくは３５〜５０％
とするのが良い。

【００２４】なお、本発明者等は、冷延鋼板に良好な伸
びと優れた遅れ破壊特性を確保するのに適正な組織を研
究した結果、本発明に係る引張強度９８０Ｎ/mm²以上級
の鋼板において自動車のドアインパクトビ−ムやバンパ
−レインフォ−ス用等として望まれる成形性を確保する
ためには、体積率で３〜２０％の残留オ−ステナイトの
存在が欠かせないことを見出した。なぜなら、適正量の
オ−ステナイトは変態誘起塑性（ＴＲＩＰ）に起因して
伸びを向上させるからであり、これによって前述した特
開平７−１０２３４１号公報や特開平９−１１１３９６
号公報に開示された冷延鋼板を凌駕する性能の高張力鋼
板が得られる。ただ、オ−ステナイト量が３体積％未満
であると変態誘起塑性（ＴＲＩＰ）に起因した伸びの向
上効果は十分でない。一方、オ−ステナイトは水素吸収
能が高くて遅れ破壊特性を劣化させる相であり、その含
有割合が２０体積％を超えると遅れ破壊特性が著しく劣
化する。従って、本発明においてはオ−ステナイトの含
有割合を体積率で３〜２０％と定めたが、好ましくは５
〜１５％に調整するのが良い。

【００２５】本発明に係る冷延鋼板の残部の相について
は、粒径が５μｍを超えるフェライト、粒径が５μｍを
超えるマルテンサイト、あるいはベイナイトの何れか又
はこれらの混合相の何れであっても差し支えはない。

【００２６】[C] 鋼板の製造条件本発明において、冷延鋼板を製造するに当っては、まず
前記各成分を含有すると共に残部がFe及び不可避不純物
である鋼を転炉，電気炉又あるいは平炉等により溶製す
る。そして、鋼の仕立てはリムド鋼，キャップド鋼，セ
ミキルド鋼又はキルド鋼の何れであっても良く、鋼片の
製造についても“造塊−分塊圧延”あるいは“連続鋳
造”の何れの手段によっても差し支えはない。

【００２７】さて、本発明法に従えば、上記鋼片を常法
通りに熱間圧延し、更に酸洗を施してから冷間圧延を行
い、その後更に熱処理（連続焼鈍）を施すことによって
高張力冷延鋼板が製造される。即ち、熱間圧延では、通
常、１１００〜１２８０℃で加熱保持した鋼片を連続熱
間圧延し、仕上げ圧延を７５０〜９５０℃で終了してか
ら５００〜７００℃の温度範囲で巻き取る条件が採用さ
れる。なお、熱間圧延に際して加熱炉に装入する鋼片
は、鋳造後の高温のままでのスラブであっても良いし、
室温で放置されたスラブでも構わない。

【００２８】本発明法では、冷間圧延後の熱処理（連続
焼鈍）条件が極めて重要である。つまり、本発明法で
は、冷間圧延後の鋼板をＴ₁＋６０ ≧ Ｔ ≧ Ｔ₁ 但し、９００≧Ｔで、かつＴ₁＝６００＋７０×｛Mn＋
Cr＋２Mo＋11×（Ti−⁴⁸/₁₄Ｎ）＋Nb＋¹/₂Ｖ＋80Ｂ｝なる式で示される温度Ｔ（℃）に５秒〜５分間加熱し、
その冷却過程で、６００〜７５０℃からは１０〜２００
℃/sの冷却速度で２００〜４２０℃まで冷却し、その後
２００〜４２０℃の温度範囲で８０秒〜５分間保持後室
温まで冷却するという条件の熱処理が施される。

【００２９】ここで、上記式は本発明者等の実験により
得られた式であって、この式で示される「Ｔ₁＋６０〜
Ｔ₁」の温度範囲は再結晶直上の温度域であり、再結晶
フェライト及び生成するオ−ステナイトが最も細かくな
る温度である。そのため、熱処理に際しての加熱温度を
この範囲に厳密に設定することにより、最終的に所望の
微細なフェライト及びマルテンサイトを的確に実現する
ことが可能となる。しかしながら、上記加熱温度が“オ
−ステナイト変態が完了する温度”を超えると上述の組
織微細化効果が小さくなるため、加熱温度の上限を９０
０℃に制限した。

【００３０】なお、熱処理に際しての加熱温度が前記式
の下限を下回ると未再結晶フェライトが残って成形性が
劣化し、一方、加熱温度が前記式の上限を上回ると粒成
長抑制効果が小さくなって最終的に粗大なマルテンサイ
トや粗大なベイナイトが生成して降伏比の上昇，遅れ破
壊性の劣化，曲げ性の低下などが生じやすくなる。ま
た、得られたフェライトとマルテンサイトの粒径が本発
明の規定条件を満たしていたとしても、加熱温度が前記
式の上限を上回っていると、焼鈍時のオ−ステナイト変
態量が多くなってＣ濃化が不十分で不安定なオ−ステナ
イトとなるため、最終的なオ−ステナイトの残留量が少
なくなり、鋼板に所望の伸び特性を確保することができ
ない。

【００３１】この熱処理（連続焼鈍）での加熱時間は、
５秒〜５分に調整する必要がある。加熱時間が５秒未満
では再結晶時間が不足したりオ−ステナイト化が不足し
たりして本発明で規定する組織を得ることができない。
一方、５分を超える加熱時間では上記効果が飽和してし
まう上、熱処理設備がいたずらに長大化する等の設備上
の問題が生じる。更に、過度の長時間加熱では、オ−ス
テナイトが安定化しすぎて残留オ−ステナイト量が本発
明の規定範囲を超えてしまうことになり、得られる冷延
鋼板の遅れ破壊特性が劣化する。

【００３２】本発明法に従えば、焼鈍後の鋼板はその冷
却過程において６００〜７５０℃の温度域から２００〜
４２０℃の温度域まで１０〜２００℃/sの冷却速度で冷
却される。この領域での冷却速度が遅すぎると、十分な
マルテンサイト量が得られずに降伏比の上昇を招くので
冷延鋼板の成形性が劣化する。仮に本発明で規定する範
囲のマルテンサイト量が得られたとしても、冷却速度が
遅すぎる場合にはＣのオ−ステナイトへの濃縮が過度に
起こってオ−ステナイトが安定化するため、過度のオ−
ステナイトが残留して遅れ破壊特性の劣化の原因とな
る。なお、上記領域での冷却速度が２００℃/sを超えて
もマルテンサイトを得る効果は飽和する。従って、焼鈍
後は６００〜７５０℃の温度域から２００〜４２０℃の
温度域まで１０〜２００℃/sの冷却速度で冷却すること
と限定したが、好ましくは上記領域の冷却速度を２０〜
１２０℃/s、より好ましくは４０〜８０℃/sに調整する
のが良い。なお、焼鈍温度から６００〜７５０℃の温度
域までの冷却速度は特に制限する必要はないが、通常、
２〜２０℃/s程度の冷却速度で徐冷される。

【００３３】６００〜７５０℃の温度域から１０〜２０
０℃/sの冷却速度で冷却された鋼板は、一旦、２００〜
４２０℃の温度範囲（好ましくは２４０〜３６０℃の温
度範囲）に８０秒〜５分間保持され、その後室温まで冷
却される。この短時間保持処理は得られる鋼板の組織を
安定化し特性バラツキを抑えるために実施されるが、保
持温度が４２０℃を上回っていると、マルテンサイトで
はなくてベイナイトや炭化物が生成し得られる鋼板の遅
れ破壊特性が大きく劣化する。また、該保持温度が２０
０℃を下回ると平坦不良が発生しやすい。なお、上記２
００〜４２０℃に短時間保持する処理での保持時間が８
０秒未満では、得られる鋼板の組織を安定化して特性バ
ラツキを抑えるという効果を十分に確保することができ
ない。一方、５分間を超える保持時間を確保しても前記
効果は飽和する。

【００３４】本発明で規定する特定組成の鋼に上述の処
理を施すことにより「降伏比が 0.8以下で９８０Ｎ/mm²
以上の引張強度を示す成形性と遅れ破壊特性に優れる高
張力冷延鋼板」を安定して得ることができるが、前記熱
処理後の鋼板に対して平坦矯正のため伸び率３％以下の
スキンパスを施しても特性上何らの問題も生じない。勿
論、これら処理後の鋼板の表面に亜鉛めっき等の表面処
理を施したとしても、本発明が所望する特性に格別な悪
影響を及ぼすことはない。

【００３５】以下、本発明を実施例によって説明する。

【実施例】まず、表１に示す化学組成の鋼を転炉で溶製
した後、連続鋳造にてスラブとした。次いで、そのスラ
ブを１２００℃に加熱した後、仕上げ温度９１０℃，巻
取温度５７０℃で熱間圧延し、 2.6mm厚の熱延鋼板を製
造した。そして、この熱延鋼板を酸洗後、 1.2mm厚まで
冷間圧延した。

【００３６】

【表１】

【００３７】次に、冷延圧延後の鋼板を表２に示す条件
で焼鈍した後、６８０℃まで５℃/sの冷却速度で冷却
し、更に表２に示す冷却速度で保持温度まで冷却してか
ら、該保持温度で１８０秒保持する連続焼鈍処理を施し
た。なお、焼鈍時間が長時間の試験番号８及び15は実験
室で焼鈍処理を行った。

【００３８】

【表２】

【００３９】このように製造された冷延鋼板から組織観
察試験片を採取し、ナイタル腐食後に光源及びＳＥＭ観
察にて金属組織の観察を実施した。なお、残留オ−ステ
ナイトについてはＸ線にて測定した。また、上記冷延鋼
板から圧延直角方向にＪＩＳ５号試験片と曲げ試験片を
採取し、引張試験及び曲げ試験を実施した。更に、別に
採取した試験片を絞り比 2.0でカップ絞りした後、 0.5
％硫酸水溶液中に２４時間浸漬し、発生した割れの本数
にて遅れ破壊性を評価した。このようにして調査した各
冷延鋼板の金属組織，引張特性，曲げ特性（限界曲げ半
径）及び遅れ破壊特性（遅れ破壊割れ本数）を表３に示
す。

【００４０】

【表３】

【００４１】表３に示される結果からも明らかなよう
に、本発明に係る冷延鋼板は、降伏比が 0.8以下で、１
５％以上の伸び， 2.0ｔ以下の限界曲げ半径を示してい
て成形性に優れていることが分かる。また、遅れ破壊試
験での割れ本数も１０本以下と優れている。

【００４２】これに対して、Ti含有量が少ない試験番号
１及び32に係る冷延鋼板は、微細フェライト及び微細マ
ルテンサイト、更に残留オ−ステナイト量が不足してお
り、伸び，曲げ性，遅れ破壊特性が劣っている。

【００４３】また、焼鈍温度が低い試験番号４，12及び
20に係る冷延鋼板、並びに焼鈍時間の短い試験番号６に
係る冷延鋼板は、焼鈍時の再結晶不足及びオ−ステナイ
ト化不足のために粗大フェライトが多く、特に曲げ性，
遅れ破壊特性に劣っている。一方、焼鈍温度が高い試験
番号５，13，21及び31に係る冷延鋼板は、オ−ステナイ
ト量が少なく、伸びが低くなっいる。

【００４４】冷却速度が遅い試験番号７，14及び22に係
る冷延鋼板、並びに保持温度の高い試験番号９及び16に
係る冷延鋼板は、炭化物を含むベイナイトが生成して降
伏比が高く、成形性と耐遅れ破壊性に劣っている。Mn含
有量の低い試験番号30に係る冷延鋼板は、十分なマルテ
ンサイト及び残留オ−ステナイト量が得られず、降伏比
が高く、成形性と耐遅れ破壊性に劣っている。更に、Si
含有量の高い試験番号36に係る冷延鋼板は、成形性，耐
遅れ破壊性等は問題がなかったが、化成処理性が劣化し
ていた。

【００４５】

【効果の総括】以上に説明した如く、この発明によれ
ば、高い引張強度と優れた成形性並びに優れた遅れ破壊
特性を兼備していてバンパ−レインフォ−ス等といった
自動車の補強部品等として好適な高張力冷延鋼板を得る
ことができるなど、産業上有用な効果がもたらされる。

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Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】重量割合にてＣ：0.10〜0.20％， Si：
0.8％以下， Mn： 1.6〜 2.7％，Ｐ：0.03％以下，
Ｓ： 0.010％以下， Al： 0.005〜0.10％，Ｎ：0.00
20〜0.0080％， Ti：｛⁴⁸/₁₄Ｎ(%) ＋0.005 ｝〜0.12
％を含むと共に残部が実質的にFe及び不可避不純物から
成り、かつ粒径が５μｍ以下のフェライトを体積率で３
０〜７０％、粒径が５μｍ以下のマルテンサイトを体積
率で２０〜６０％、更にオ−ステナイトを体積率で３〜
２０％有することを特徴とする、降伏比が 0.8以下で９
８０Ｎ/mm²以上の引張強度を示す成形性と遅れ破壊特性
に優れる高張力冷延鋼板。
【請求項２】重量割合にてＣ：0.10〜0.20％， Si：
0.8％以下， Mn： 1.6〜 2.7％，Ｐ：0.03％以下，
Ｓ： 0.010％以下， Al： 0.005〜0.10％，Ｎ：0.00
20〜0.0080％， Ti：｛⁴⁸/₁₄Ｎ(%) ＋0.005 ｝〜0.12
％を含み、更にCr：0.01〜 1.0％， Mo：0.01〜0.50
％， Nb： 0.003〜0.08％，Ｖ： 0.003〜0.08％，
Ｂ：0.0001〜0.0050％， Ca：0.0001〜0.01％，Cu：0.
01〜0.50％， Ni：0.01〜0.50％の１種以上を含むと
共に残部が実質的にFe及び不可避不純物から成り、かつ
粒径が５μｍ以下のフェライトを体積率で３０〜７０
％、粒径が５μｍ以下のマルテンサイトを体積率で２０
〜６０％、更にオ−ステナイトを体積率で３〜２０％有
することを特徴とする、降伏比が 0.8以下で９８０Ｎ/m
m²以上の引張強度を示す成形性と遅れ破壊特性に優れる
高張力冷延鋼板。
【請求項３】重量割合にてＣ：0.10〜0.20％， Si：
0.8％以下， Mn： 1.6〜 2.7％，Ｐ：0.03％以下，
Ｓ： 0.010％以下， Al： 0.005〜0.10％，Ｎ：0.00
20〜0.0080％， Ti：｛⁴⁸/₁₄Ｎ(%) ＋0.005 ｝〜0.12
％を含むと共に残部が実質的にFe及び不可避不純物から
成る鋼片を、熱間圧延して冷間圧延した後、下記 (a)式
で示す温度Ｔ（℃）に５秒〜５分間加熱し、その冷却過
程で、６００〜７５０℃からは１０〜２００℃/sの冷却
速度にて２００〜４２０℃まで冷却し、その後２００〜
４２０℃の温度範囲で８０秒〜５分間保持してから室温
まで冷却することを特徴とする、請求項１に記載の成形
性と遅れ破壊特性に優れる高張力冷延鋼板を製造する方
法。Ｔ₁＋６０ ≧ Ｔ ≧ Ｔ₁ …… (a) 但し、９００≧Ｔで、かつＴ₁＝６００＋７０×〔Mn
(%) ＋11×｛Ti(%) −⁴⁸/₁₄Ｎ(%) ｝〕
【請求項４】重量割合にてＣ：0.10〜0.20％， Si：
0.8％以下， Mn： 1.6〜 2.7％，Ｐ：0.03％以下，
Ｓ： 0.010％以下， Al： 0.005〜0.10％，Ｎ：0.00
20〜0.0080％， Ti：｛⁴⁸/₁₄Ｎ(%) ＋0.005 ｝〜0.12
％を含み、更にCr：0.01〜 1.0％， Mo：0.01〜0.50
％， Nb： 0.003〜0.08％，Ｖ： 0.003〜0.08％，
Ｂ：0.0001〜0.0050％， Ca：0.0001〜0.01％，Cu：0.
01〜0.50％， Ni：0.01〜0.50％の１種以上を含むと
共に残部が実質的にFe及び不可避不純物から成る鋼片
を、熱間圧延して冷間圧延した後、下記 (b)式で示す温
度Ｔ（℃）に５秒〜５分間加熱し、その冷却過程で、６
００〜７５０℃からは１０〜２００℃/sの冷却速度にて
２００〜４２０℃まで冷却し、その後２００〜４２０℃
の温度範囲で８０秒〜５分間保持してから室温まで冷却
することを特徴とする、請求項２に記載の成形性と遅れ
破壊特性に優れる高張力冷延鋼板を製造する方法。Ｔ₁＋６０ ≧ Ｔ ≧ Ｔ₁ …… (b) 但し、９００≧Ｔで、かつＴ₁＝６００＋７０×〔Mn
(%) ＋Cr(%) ＋２Mo(%) ＋11×｛Ti(%)−⁴⁸/₁₄Ｎ(%)
｝＋Nb(%) ＋¹/₂Ｖ(%) ＋80Ｂ(%) 〕