JP3448777B2 - 耐遅れ破壊特性に優れた超高強度冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
耐遅れ破壊特性に優れた超高強度冷延鋼板およびその製造方法Info
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Description
【発明の詳細な説明】
技術分野
この発明は、耐遅れ破壊特性に優れた超高強度冷延鋼
板およびその製造方法に関するものである。
板およびその製造方法に関するものである。
背景技術
自動車の軽量化または乗員の安全性の確保のために、
バンパーリインホースメントおよびドアガードバーの自
動車の保安部品用材として、各種構造物の高強度化およ
び軽量化を可能にする高い引張り強度を有する冷延鋼板
が広く使用されている。このような高い引張り強度を有
する冷延鋼板として、次に示す、100kgf/mm2を超える引
張り強度を有する超高強度冷延鋼板が提案されている。
バンパーリインホースメントおよびドアガードバーの自
動車の保安部品用材として、各種構造物の高強度化およ
び軽量化を可能にする高い引張り強度を有する冷延鋼板
が広く使用されている。このような高い引張り強度を有
する冷延鋼板として、次に示す、100kgf/mm2を超える引
張り強度を有する超高強度冷延鋼板が提案されている。
（１）1986年１月９日付の日本特許公開公報No.61−3,8
43に開示された、下記からなる、超高強度冷延鋼板： 炭素（Ｃ） :0.02〜0.30wt.％、 シリコン（Si）:0.01〜2.5 wt.％、 マンガン（Mn）:0.5 〜2.5 wt.％、 および、 残り、鉄（Fe）および不可避的不純物 （以下、“先行技術1"という）。
43に開示された、下記からなる、超高強度冷延鋼板： 炭素（Ｃ） :0.02〜0.30wt.％、 シリコン（Si）:0.01〜2.5 wt.％、 マンガン（Mn）:0.5 〜2.5 wt.％、 および、 残り、鉄（Fe）および不可避的不純物 （以下、“先行技術1"という）。
（２）1986年９月27日付の日本特許公開公報No.61−21
7,529に開示された、下記からなる、超高強度冷延鋼
板： 炭素（Ｃ） :0.12〜0.70wt.％、 シリコン（Si）:0.4 〜1.0 wt.％、 マンガン（Mn）:0.2 〜2.5 wt.％、 可溶性アルミニウム（Sol.Al）:0.01〜0.07wt.％、 窒素（Total N）:0.02wt.％以下、 および、 残り、鉄（Fe）および不可避的不純物 （以下、“先行技術2"という）。
7,529に開示された、下記からなる、超高強度冷延鋼
板： 炭素（Ｃ） :0.12〜0.70wt.％、 シリコン（Si）:0.4 〜1.0 wt.％、 マンガン（Mn）:0.2 〜2.5 wt.％、 可溶性アルミニウム（Sol.Al）:0.01〜0.07wt.％、 窒素（Total N）:0.02wt.％以下、 および、 残り、鉄（Fe）および不可避的不純物 （以下、“先行技術2"という）。
しかしながら、先行技術１および２は、次のような問
題点を有している： 確かに、先行技術１および２の冷延鋼板は、加工性に
優れ、そして、100kgf/mm2を超える引張り強度を有して
いる。100kgf/mm2を超える引張り強度を有する超高強度
冷延鋼板は、通常、曲げ加工によって成形される。しか
しながら、先行技術１および２の冷延鋼板においては、
鋼板の引張り強度が100kgf/mm2を超えて高くなると、冷
延鋼板の上述した曲げ加工によって成形を施した部分
に、時間の経過に伴う腐食反応等によって、鋼板内部に
侵入した水素に起因する破壊現象（以下、“遅れ破壊”
という）が突然発生する。従って、たとえ高い引張り強
度を有していても、遅れ破壊が発生する冷延鋼板は、例
えば、自動車の保安部品用材として、致命的な欠陥を有
している。
題点を有している： 確かに、先行技術１および２の冷延鋼板は、加工性に
優れ、そして、100kgf/mm2を超える引張り強度を有して
いる。100kgf/mm2を超える引張り強度を有する超高強度
冷延鋼板は、通常、曲げ加工によって成形される。しか
しながら、先行技術１および２の冷延鋼板においては、
鋼板の引張り強度が100kgf/mm2を超えて高くなると、冷
延鋼板の上述した曲げ加工によって成形を施した部分
に、時間の経過に伴う腐食反応等によって、鋼板内部に
侵入した水素に起因する破壊現象（以下、“遅れ破壊”
という）が突然発生する。従って、たとえ高い引張り強
度を有していても、遅れ破壊が発生する冷延鋼板は、例
えば、自動車の保安部品用材として、致命的な欠陥を有
している。
このことから、遅れ破壊の発生を抑制する特性（以
下、“耐遅れ破壊特性”という）に優れ、そして、100k
gf/mm2を超える高い引張り強度を有する超高強度冷延鋼
板およびその製造方法の開発が強く望まれているが、か
かる超高強度冷延鋼板およびその製造方法は、まだ提案
されていない。
下、“耐遅れ破壊特性”という）に優れ、そして、100k
gf/mm2を超える高い引張り強度を有する超高強度冷延鋼
板およびその製造方法の開発が強く望まれているが、か
かる超高強度冷延鋼板およびその製造方法は、まだ提案
されていない。
従って、この発明の目的は、耐遅れ破壊特性に優れ、
そして、100kgf/mm2を超える高い引張り強度を有する超
高強度冷延鋼板およびその製造方法を提供することにあ
る。
そして、100kgf/mm2を超える高い引張り強度を有する超
高強度冷延鋼板およびその製造方法を提供することにあ
る。
発明の開示
この発明の特徴の１つに従って、下記からなることを
特徴とする、耐遅れ破壊特性に優れた超高強度冷延鋼板
が提供される： 冷延鋼板は、本質的に下記からなっており； 炭素（Ｃ） :0.1から0.25wt.％、 シリコン（Si）:1wt.％以下、 マンガン（Mn）:1から2.5wt.％、 燐（Ｐ） :0.020wt.％以下、 硫黄（Ｓ） :0.005wt.％以下、 可溶性アルミニウム（Sol.Al）:0.01から0.05wt.％、 窒素（Ｎ） :0.0010から0.0050wt.％、 および、 残り、鉄および不可避不純物； そして、 前記冷延鋼板は、下式を満たしている： TS≧320×（Ceq）２−155×Ceq＋102 ……（１） 前記（１）式において、 Ceq＝Ｃ＋（Si/24）＋（Mn/6）、 および PDF≧０ ……（２） 前記（２）式において、 PDF＝−lnTS＋exp［Rr/100］＋2.95、 但し、 PDF:耐遅れ破壊特性指数、 TS :引張り強度（kgf/mm2）、 Rr :圧延方向と直角の方向に対して、半径5mmで90゜
Ｖ曲げを施した鋼板の、（曲げ−曲げ戻し引張り強度）
÷（引張り強度）×100で表される残留強度率（％）。
特徴とする、耐遅れ破壊特性に優れた超高強度冷延鋼板
が提供される： 冷延鋼板は、本質的に下記からなっており； 炭素（Ｃ） :0.1から0.25wt.％、 シリコン（Si）:1wt.％以下、 マンガン（Mn）:1から2.5wt.％、 燐（Ｐ） :0.020wt.％以下、 硫黄（Ｓ） :0.005wt.％以下、 可溶性アルミニウム（Sol.Al）:0.01から0.05wt.％、 窒素（Ｎ） :0.0010から0.0050wt.％、 および、 残り、鉄および不可避不純物； そして、 前記冷延鋼板は、下式を満たしている： TS≧320×（Ceq）２−155×Ceq＋102 ……（１） 前記（１）式において、 Ceq＝Ｃ＋（Si/24）＋（Mn/6）、 および PDF≧０ ……（２） 前記（２）式において、 PDF＝−lnTS＋exp［Rr/100］＋2.95、 但し、 PDF:耐遅れ破壊特性指数、 TS :引張り強度（kgf/mm2）、 Rr :圧延方向と直角の方向に対して、半径5mmで90゜
Ｖ曲げを施した鋼板の、（曲げ−曲げ戻し引張り強度）
÷（引張り強度）×100で表される残留強度率（％）。
前記超高強度冷延鋼板は、下記からなる群から選ん
だ、少なくとも１つの成分を更に付加的に含有しても良
い： ニオブ（Nb） :0.005から0.05wt.％、 チタン（Ti） :0.005から0.05wt.％、および バナジウム（Ｖ）:0.01 から0.1 wt.％。
だ、少なくとも１つの成分を更に付加的に含有しても良
い： ニオブ（Nb） :0.005から0.05wt.％、 チタン（Ti） :0.005から0.05wt.％、および バナジウム（Ｖ）:0.01 から0.1 wt.％。
前記超高強度冷延鋼板は、下記からなる群から選ん
だ、少なくとも１つの成分を更に付加的に含有してして
も良い： 銅（Cu） :0.1 から1.0 wt.％、 ニッケル（Ni） :0.1 から1.0 wt.％、 ボロン（Ｂ） :0.0005から0.0030wt.％、 クロム（Cr） :0.1 から1.0 wt.％、および モリブデン（Mo）:0.1 から0.5 wt.％。
だ、少なくとも１つの成分を更に付加的に含有してして
も良い： 銅（Cu） :0.1 から1.0 wt.％、 ニッケル（Ni） :0.1 から1.0 wt.％、 ボロン（Ｂ） :0.0005から0.0030wt.％、 クロム（Cr） :0.1 から1.0 wt.％、および モリブデン（Mo）:0.1 から0.5 wt.％。
この発明の特徴の他の特徴に従って、下記ステップか
らなる、耐遅れ破壊特性に優れた超高強度冷延鋼板の製
造方法が提供される： 上述した成分組成を有する素材を使用し； 前記素材に、熱間圧延、酸洗および冷間圧延を施し
て、冷延鋼板を調製し； 次いで、このように調製された前記冷延鋼板に、下記
からなる連続熱処理を施す： AC3から900℃の範囲内の温度で30秒から15分の間、均
熱処理を施し、次いで、400℃／秒以上の冷却速度で、
下式によって表される冷却開始下限温度（TQ）以上で80
0℃以下の温度から100℃以下の温度まで、前記冷延鋼板
を急速冷却し： TQ（℃）＝600＋800×Ｃ＋（20×Si＋12×Mo＋13×Cr） −（30×Mn＋８×Cu＋７×Ni＋5000×Ｂ）、 次いで、100から300℃の範囲内の温度で、１から15分
の間、前記冷延鋼板を焼き戻す。
らなる、耐遅れ破壊特性に優れた超高強度冷延鋼板の製
造方法が提供される： 上述した成分組成を有する素材を使用し； 前記素材に、熱間圧延、酸洗および冷間圧延を施し
て、冷延鋼板を調製し； 次いで、このように調製された前記冷延鋼板に、下記
からなる連続熱処理を施す： AC3から900℃の範囲内の温度で30秒から15分の間、均
熱処理を施し、次いで、400℃／秒以上の冷却速度で、
下式によって表される冷却開始下限温度（TQ）以上で80
0℃以下の温度から100℃以下の温度まで、前記冷延鋼板
を急速冷却し： TQ（℃）＝600＋800×Ｃ＋（20×Si＋12×Mo＋13×Cr） −（30×Mn＋８×Cu＋７×Ni＋5000×Ｂ）、 次いで、100から300℃の範囲内の温度で、１から15分
の間、前記冷延鋼板を焼き戻す。
図面の簡単な説明
第１図は、超高強度冷延鋼板における、耐遅れ破壊特
性評点と、そして、PDF（耐遅れ破壊特性指数）との間
の関係を示すグラフである、 第２図は、超高強度冷延鋼板における、残留強度率お
よび引張り強度がPDFに及ぼす影響を示すグラフであ
る、 第３図は、超高強度冷延鋼板における、Ceq（＝Ｃ＋
（Si/24）＋（Mn/6））が、引張り強度の下限値に及ぼ
す影響を示すグラフである、 第４図は、超高強度冷延鋼板における、製造条件がP
DFに及ぼす影響を示すグラフである、 第５図は、超高強度冷延鋼板における、残留強度率を
測定する手順を示す概略図である、および、 第６図は、超高強度冷延鋼板における、耐遅れ破壊特
性評価用試験片を作製する手順を示す概略図である。
性評点と、そして、PDF（耐遅れ破壊特性指数）との間
の関係を示すグラフである、 第２図は、超高強度冷延鋼板における、残留強度率お
よび引張り強度がPDFに及ぼす影響を示すグラフであ
る、 第３図は、超高強度冷延鋼板における、Ceq（＝Ｃ＋
（Si/24）＋（Mn/6））が、引張り強度の下限値に及ぼ
す影響を示すグラフである、 第４図は、超高強度冷延鋼板における、製造条件がP
DFに及ぼす影響を示すグラフである、 第５図は、超高強度冷延鋼板における、残留強度率を
測定する手順を示す概略図である、および、 第６図は、超高強度冷延鋼板における、耐遅れ破壊特
性評価用試験片を作製する手順を示す概略図である。
発明を実施するための最良の形態
我々は、上述した観点から、耐遅れ破壊特性に優れ、
そして、100kgf/mm2を超える高い引張り強度を有する超
高強度冷延鋼板およびその製造方法を開発すべく、鋭意
研究を重ねた。
そして、100kgf/mm2を超える高い引張り強度を有する超
高強度冷延鋼板およびその製造方法を開発すべく、鋭意
研究を重ねた。
その結果、我々は、次の知見を得た：
加工後、遅れ破壊が生じ易くなる、100kgf/mm2を超え
る高い引張り強度を有する超高強度冷延鋼板に関して、
耐遅れ破壊特性に影響を及ぼす諸要因およびその影響に
ついて検討した。その結果、加工後の超高強度冷延鋼板
の耐遅れ破壊特性は、冷延鋼板の引張り強度、および、
加工によって生じる冷延鋼板の材質の劣化度によって決
まることが判明した。即ち、 （１）冷延鋼板の引張り強度が高くなるに従って、耐遅
れ破壊特性が劣化する。
る高い引張り強度を有する超高強度冷延鋼板に関して、
耐遅れ破壊特性に影響を及ぼす諸要因およびその影響に
ついて検討した。その結果、加工後の超高強度冷延鋼板
の耐遅れ破壊特性は、冷延鋼板の引張り強度、および、
加工によって生じる冷延鋼板の材質の劣化度によって決
まることが判明した。即ち、 （１）冷延鋼板の引張り強度が高くなるに従って、耐遅
れ破壊特性が劣化する。
（２）加工による冷延鋼板の材質の劣化度が大きくなる
に従って、耐遅れ破壊特性が劣化する。
に従って、耐遅れ破壊特性が劣化する。
（３）加工による冷延鋼板の材質の劣化度は、冷延鋼板
の組織の均質性が低下するに従って、大きくなる。
の組織の均質性が低下するに従って、大きくなる。
従って、冷延鋼板の組織の均質性を高め、そして、冷
延鋼板の引張り強度に対応する材質の劣化度を規定する
ことによって、加工後においても、優れた耐遅れ破壊特
性を有し、そして、100kgf/mm2を超える高い引張り強度
を有する超高強度冷延鋼板を得ることができる。
延鋼板の引張り強度に対応する材質の劣化度を規定する
ことによって、加工後においても、優れた耐遅れ破壊特
性を有し、そして、100kgf/mm2を超える高い引張り強度
を有する超高強度冷延鋼板を得ることができる。
この発明は、上述した知見に基づいてなされたもので
ある。以下に、耐遅れ破壊特性に優れ、そして、100kgf
/mm2を超える高い引張り強度を有する、この発明の超高
強度冷延鋼板およびその製造方法を詳細に説明する。
ある。以下に、耐遅れ破壊特性に優れ、そして、100kgf
/mm2を超える高い引張り強度を有する、この発明の超高
強度冷延鋼板およびその製造方法を詳細に説明する。
この発明の冷延鋼板の化学成分組成を、上述した範囲
内に限定した理由を述べる。
内に限定した理由を述べる。
（１）炭素（Ｃ）：
炭素は、低温変態相（例えば、マルテンサイト組織、
ベイナイト組織）の強度を高める機能を有する元素であ
る。炭素含有量が0.1wt.％未満では、上述した所望の効
果が得られない。一方、炭素含有量が0.25wt.％を超え
ると、衝撃特性が著しく低下して、耐遅れ破壊特性が劣
化する。従って、炭素含有量を0.1から0.25wt.％の範囲
内に限定すべきである。
ベイナイト組織）の強度を高める機能を有する元素であ
る。炭素含有量が0.1wt.％未満では、上述した所望の効
果が得られない。一方、炭素含有量が0.25wt.％を超え
ると、衝撃特性が著しく低下して、耐遅れ破壊特性が劣
化する。従って、炭素含有量を0.1から0.25wt.％の範囲
内に限定すべきである。
（２）シリコン（Si）：
シリコンは、鋼板の延性を高め、そして、焼戻し軟化
抵抗を高める機能を有する元素である。しかしながら、
シリコン含有量が1wt.％を超えると、鋼板の表層部にお
ける粒界酸化が著しくなり、応力を付加したときに、粒
界酸化が生じた鋼板の表層部に応力が集中し、その結
果、耐遅れ破壊特性が劣化する。従って、シリコン含有
量を1wt.％以下に限定すべきである。
抵抗を高める機能を有する元素である。しかしながら、
シリコン含有量が1wt.％を超えると、鋼板の表層部にお
ける粒界酸化が著しくなり、応力を付加したときに、粒
界酸化が生じた鋼板の表層部に応力が集中し、その結
果、耐遅れ破壊特性が劣化する。従って、シリコン含有
量を1wt.％以下に限定すべきである。
（３）マンガン（Mn）：
マンガンは、安価で、且つ、鋼の焼入れ性を高め、低
温変態相を得る機能を有する元素である。マンガン含有
量が1wt.％未満では、上述した所望の効果が得られな
い。一方、マンガン含有量が2.5wt.％を超えると、鋳造
時の偏析に起因するバンド組織が著しく発達して、組織
の均質性を劣化させ、その結果、耐遅れ破壊特性を劣化
させる。従って、マンガン含有量を１から2.5wt.％の範
囲内に限定すべきである。
温変態相を得る機能を有する元素である。マンガン含有
量が1wt.％未満では、上述した所望の効果が得られな
い。一方、マンガン含有量が2.5wt.％を超えると、鋳造
時の偏析に起因するバンド組織が著しく発達して、組織
の均質性を劣化させ、その結果、耐遅れ破壊特性を劣化
させる。従って、マンガン含有量を１から2.5wt.％の範
囲内に限定すべきである。
（４）燐（Ｐ）：
燐含有量が、0.020wt.％を超えると、燐が粒界に偏析
して、耐遅れ破壊特性を劣化させる。従って、燐含有量
を0.020wt.％以下に限定すべきである。
して、耐遅れ破壊特性を劣化させる。従って、燐含有量
を0.020wt.％以下に限定すべきである。
（５）硫黄（Ｓ）：
硫黄含有量が0.005wt.％を超えると、圧延方向に伸び
た介在物（MnS）が多くなって、耐遅れ破壊特性を劣化
させる。従って、硫黄含有量を0.005wt.％以下に限定す
べきである。
た介在物（MnS）が多くなって、耐遅れ破壊特性を劣化
させる。従って、硫黄含有量を0.005wt.％以下に限定す
べきである。
（６）可溶性アルミニウム（Sol.Al）：
可溶性アルミニウムは、脱酸剤として使用されたアル
ミニウム（Al）の残りとして鋼中に含有されている。可
溶性アルミニウム含有量が0.01wt.％未満では、シリケ
ート介在物が鋼中に残り、耐遅れ破壊特性を劣化させ
る。一方、可溶性アルミニウム含有量が0.05wt.％を超
えると、表面傷が増加して、鋼板の遅れ破壊を引起し易
くなる。従って、可溶性アルミニウム含有量を0.01から
0.05wt.％の範囲内に限定すべきである。
ミニウム（Al）の残りとして鋼中に含有されている。可
溶性アルミニウム含有量が0.01wt.％未満では、シリケ
ート介在物が鋼中に残り、耐遅れ破壊特性を劣化させ
る。一方、可溶性アルミニウム含有量が0.05wt.％を超
えると、表面傷が増加して、鋼板の遅れ破壊を引起し易
くなる。従って、可溶性アルミニウム含有量を0.01から
0.05wt.％の範囲内に限定すべきである。
（６）窒素（Ｎ）：
窒素含有量が0.0010wt.％未満では、鋼中の窒化物が
減少し、組織が粗大化する。その結果、耐遅れ破壊特性
が劣化する。一方、窒素含有量が0.0050wt.％を超える
と、鋼中の窒化物が粗大化して、耐遅れ破壊特性が劣化
する。従って、窒素含有量を0.0010から0.0050wt.％の
範囲内に限定すべきである。
減少し、組織が粗大化する。その結果、耐遅れ破壊特性
が劣化する。一方、窒素含有量が0.0050wt.％を超える
と、鋼中の窒化物が粗大化して、耐遅れ破壊特性が劣化
する。従って、窒素含有量を0.0010から0.0050wt.％の
範囲内に限定すべきである。
（７）本発明超高強度冷延鋼板は、上述した化学成分組
成の他に、下記からなる群から選んだ、少なくとも１つ
の成分を更に付加的に含有しても良い：ニオブ（Nb）:
0.005から0.05wt.％、チタン（Ti）:0.005から0.05wt.
％、および、バナジウム（Ｖ）:0.01から0.1wt.％。
成の他に、下記からなる群から選んだ、少なくとも１つ
の成分を更に付加的に含有しても良い：ニオブ（Nb）:
0.005から0.05wt.％、チタン（Ti）:0.005から0.05wt.
％、および、バナジウム（Ｖ）:0.01から0.1wt.％。
ニオブ、チタンおよびバナジウムは、何れも、炭窒化
物を形成して、組織を微細化する機能を有している。そ
れぞれの含有量の下限値未満では、上述した所望の効果
を得ることができない。一方、それぞれの含有量の上限
値を超えると、上述する所望の効果が飽和するととも
に、炭窒化物が粗大化して、耐遅れ破壊特性を劣化させ
る。従って、ニオブ、チタンおよびバナジウムの含有量
は、上述した範囲内に限定すべきである。
物を形成して、組織を微細化する機能を有している。そ
れぞれの含有量の下限値未満では、上述した所望の効果
を得ることができない。一方、それぞれの含有量の上限
値を超えると、上述する所望の効果が飽和するととも
に、炭窒化物が粗大化して、耐遅れ破壊特性を劣化させ
る。従って、ニオブ、チタンおよびバナジウムの含有量
は、上述した範囲内に限定すべきである。
（８）本発明超高強度冷延鋼板は、上述した化学成分組
成の他に、下記からなる群から選んだ、少なくとも１つ
の成分を更に付加的に含有してしても良い：銅（Cu）:
0.1から1.0wt.％、ニッケル（Ni）:0.1から1.0wt.％、
ボロン（Ｂ）:0.0005から0.0030wt.％、クロム（Cr）:
0.1から1.0wt.％、および、モリブデン（Mo）:0.1から
0.5wt.％。
成の他に、下記からなる群から選んだ、少なくとも１つ
の成分を更に付加的に含有してしても良い：銅（Cu）:
0.1から1.0wt.％、ニッケル（Ni）:0.1から1.0wt.％、
ボロン（Ｂ）:0.0005から0.0030wt.％、クロム（Cr）:
0.1から1.0wt.％、および、モリブデン（Mo）:0.1から
0.5wt.％。
銅、ニッケル、ボロン、クロムおよびモリブデンは、
何れも、マンガンと同様に、鋼の焼付き性を高める機能
を有している。それぞれの含有量の下限値未満では、上
述した所望の効果を得ることができない。一方、それぞ
れの含有量の上限値を超えると、上述する所望の効果が
飽和する。従って、銅、ニッケル、ボロン、クロムおよ
びモリブデンの含有量は、上述した範囲内に限定すべき
である。
何れも、マンガンと同様に、鋼の焼付き性を高める機能
を有している。それぞれの含有量の下限値未満では、上
述した所望の効果を得ることができない。一方、それぞ
れの含有量の上限値を超えると、上述する所望の効果が
飽和する。従って、銅、ニッケル、ボロン、クロムおよ
びモリブデンの含有量は、上述した範囲内に限定すべき
である。
次に、冷延鋼板の引張り強度（TS）をCeq（＝Ｃ＋（S
i/24）＋（Mn/6））によって、下式の通り規定した理由
について述べる。
i/24）＋（Mn/6））によって、下式の通り規定した理由
について述べる。
TS≧320×（Ceq）２−155×Ceq＋102
上述したように、マンガン含有量が多くなると、鋳造
時のマンガンの偏析に起因してバンド組織の形成が促進
されて、耐遅れ破壊特性を劣化させる。このような、マ
ンガンの偏析に起因するバンド組織の形成は、（１）炭
素（Ｃ）およびシリカ（Si）との共存下において助長さ
れる、および、（２）特に、組織の複合化（即ち、フェ
ライト＋低温変態相）が進むにつれて、より顕著にな
る、という特徴を有している。更に、組織の複合化が進
むと冷延鋼板の引張り強度が低下する。
時のマンガンの偏析に起因してバンド組織の形成が促進
されて、耐遅れ破壊特性を劣化させる。このような、マ
ンガンの偏析に起因するバンド組織の形成は、（１）炭
素（Ｃ）およびシリカ（Si）との共存下において助長さ
れる、および、（２）特に、組織の複合化（即ち、フェ
ライト＋低温変態相）が進むにつれて、より顕著にな
る、という特徴を有している。更に、組織の複合化が進
むと冷延鋼板の引張り強度が低下する。
従って、炭素、シリカとの共存下において助長され
る、マンガンの偏析に起因するバンド組織の形成を抑制
し、そして、組織の複合化を抑制する必要がある。即
ち、炭素、シリカおよびマンガンの含有量によって決定
されるCeq（＝Ｃ＋（Si/24）＋（Mn/6））を使用して、
それに応じて組織の複合化を抑制する。
る、マンガンの偏析に起因するバンド組織の形成を抑制
し、そして、組織の複合化を抑制する必要がある。即
ち、炭素、シリカおよびマンガンの含有量によって決定
されるCeq（＝Ｃ＋（Si/24）＋（Mn/6））を使用して、
それに応じて組織の複合化を抑制する。
上述したように、組織の複合化が進むと冷延鋼板の引
張り強度が低下するので、組織の均質性を確保するため
には、鋼板の引張り強度の下限値をCeqで表される上述
した式によって制御する必要がある。
張り強度が低下するので、組織の均質性を確保するため
には、鋼板の引張り強度の下限値をCeqで表される上述
した式によって制御する必要がある。
次に、耐遅れ破壊特性指標PDFについて述べる。
上述したように、加工後においても優れた耐遅れ破壊
特性を有する冷延鋼板を得るためには、冷延鋼板の引張
り強度に対応する材質の劣化度を規定することが重要で
ある。研究によって得た実験データから、下式によって
表される耐遅れ破壊特性指標PDFが、零以上になると、
耐遅れ破壊特性が良好になることが判明した。
特性を有する冷延鋼板を得るためには、冷延鋼板の引張
り強度に対応する材質の劣化度を規定することが重要で
ある。研究によって得た実験データから、下式によって
表される耐遅れ破壊特性指標PDFが、零以上になると、
耐遅れ破壊特性が良好になることが判明した。
PDF＝−lnTS＋exp［Rr/100］＋2.95
但し、
TS:引張り強度（kgf/mm2）、
Rr:圧延方向と直角の方向に対して、半径5mmで90゜Ｖ
曲げを施した鋼板の、（曲げ−曲げ戻し引張り強度）÷
（引張り強度）×100で表される残留強度率（％）。
曲げを施した鋼板の、（曲げ−曲げ戻し引張り強度）÷
（引張り強度）×100で表される残留強度率（％）。
上記式の第１項（即ち、−lnTS）は、耐遅れ破壊特性
に及ぼす引張り強度の影響を示している。冷延鋼板の引
張り強度が大きくなると、PDFは小さくなる。
に及ぼす引張り強度の影響を示している。冷延鋼板の引
張り強度が大きくなると、PDFは小さくなる。
上記式の第２項（即ち、exp［Rr/100］）は、耐遅れ
破壊特性に及ぼす、加工による冷延鋼板の材質の劣化度
の影響を示している。加工によって冷延鋼板の材質が劣
化すると、PDFは小さくなる。加工による冷延鋼板の材
質の劣化度は、超高強度冷延鋼板の成形に主として使用
される曲げ加工によって生じた材質の劣化度を示す。材
質の劣化度は、本発明においては、圧延方向と直角の方
向に対して、半径5mmで90゜Ｖ曲げを施したときの冷延
鋼板の残留強度率を指標として示している。圧延方向と
直角の方向を選定した理由は、超高強度冷延鋼板の材質
は、圧延方向と平行な方向よりも直角の方向が悪いの
で、より厳しい評価をするためである。半径5mmで90゜
Ｖ曲げ加工を施した理由は、上述した加工は、超高強度
冷延鋼板において、標準的に使用される曲げ加工方法で
あるからである。
破壊特性に及ぼす、加工による冷延鋼板の材質の劣化度
の影響を示している。加工によって冷延鋼板の材質が劣
化すると、PDFは小さくなる。加工による冷延鋼板の材
質の劣化度は、超高強度冷延鋼板の成形に主として使用
される曲げ加工によって生じた材質の劣化度を示す。材
質の劣化度は、本発明においては、圧延方向と直角の方
向に対して、半径5mmで90゜Ｖ曲げを施したときの冷延
鋼板の残留強度率を指標として示している。圧延方向と
直角の方向を選定した理由は、超高強度冷延鋼板の材質
は、圧延方向と平行な方向よりも直角の方向が悪いの
で、より厳しい評価をするためである。半径5mmで90゜
Ｖ曲げ加工を施した理由は、上述した加工は、超高強度
冷延鋼板において、標準的に使用される曲げ加工方法で
あるからである。
残留強度率の測定手順を、第５図に示す。第５図にお
いて、ａで示すように、半径5mmで90゜Ｖ曲げ加工を施
し、次いで、その両側部に、ｂで示すように、半径6mm
で加工をして、つかみ部を作製し、そして、次いで、上
述したつかみ部を引張試験機によってＰで示すように引
張り、そのときの破断応力を求める。このようにして求
めた破断応力を、曲げ−曲げ戻し引張り強度とし、そし
て、（曲げ−曲げ戻し引張り強度）÷（曲げ加工前の引
張り強度）×100によって算出される値を冷延鋼板の残
留強度率とした。
いて、ａで示すように、半径5mmで90゜Ｖ曲げ加工を施
し、次いで、その両側部に、ｂで示すように、半径6mm
で加工をして、つかみ部を作製し、そして、次いで、上
述したつかみ部を引張試験機によってＰで示すように引
張り、そのときの破断応力を求める。このようにして求
めた破断応力を、曲げ−曲げ戻し引張り強度とし、そし
て、（曲げ−曲げ戻し引張り強度）÷（曲げ加工前の引
張り強度）×100によって算出される値を冷延鋼板の残
留強度率とした。
上記式の第３項（即ち、＋2.95）は、PDFの臨界値を
零とするための補正を示している。
零とするための補正を示している。
次に、本発明の製造方法を上述したように限定した理
由を述べる。
由を述べる。
知見において述べたように、冷延鋼板の組織の均質性
を高め、そして、冷延鋼板の引張り強度に対応する材質
の劣化度を規定することによって、耐遅れ破壊特性を高
めことができる。従って、本発明の製造方法において
は、引張り強度が高くなるに伴って劣化する耐遅れ破壊
特性を、組織を均質化して、曲げ加工による冷延鋼板の
材質の劣化を抑制することによって補うことが重要であ
る。
を高め、そして、冷延鋼板の引張り強度に対応する材質
の劣化度を規定することによって、耐遅れ破壊特性を高
めことができる。従って、本発明の製造方法において
は、引張り強度が高くなるに伴って劣化する耐遅れ破壊
特性を、組織を均質化して、曲げ加工による冷延鋼板の
材質の劣化を抑制することによって補うことが重要であ
る。
このため、先ず、特定の化学成分組成を有する素材
に、従来の方法によって、熱間圧延、冷間圧延を施こし
て、冷延鋼板を調製し、次いで、連続焼鈍において、A
C3から900℃の範囲内の温度で30秒から15分の間、均熱
処理を施こす。AC3未満の温度で均熱処理を施こすと、
冷延鋼板中に圧延組織が残留して、組織の均質性が劣化
する。一方、900℃を超える温度で、冷延鋼板に均熱処
理を施こすと、操業上問題が生じると共に、組織が粗大
化して耐遅れ破壊特性が劣化する。30秒未満の時間で冷
延鋼板に均熱処理を施こすと、オーステナイト相を安定
的に得ることができない。一方、15分を超える時間で冷
延鋼板に均熱処理を施こしても効果が飽和する。従っ
て、均熱処理の条件を上述した範囲内に限定する。
に、従来の方法によって、熱間圧延、冷間圧延を施こし
て、冷延鋼板を調製し、次いで、連続焼鈍において、A
C3から900℃の範囲内の温度で30秒から15分の間、均熱
処理を施こす。AC3未満の温度で均熱処理を施こすと、
冷延鋼板中に圧延組織が残留して、組織の均質性が劣化
する。一方、900℃を超える温度で、冷延鋼板に均熱処
理を施こすと、操業上問題が生じると共に、組織が粗大
化して耐遅れ破壊特性が劣化する。30秒未満の時間で冷
延鋼板に均熱処理を施こすと、オーステナイト相を安定
的に得ることができない。一方、15分を超える時間で冷
延鋼板に均熱処理を施こしても効果が飽和する。従っ
て、均熱処理の条件を上述した範囲内に限定する。
次いで、強度レベルを制御するために均熱処理を施こ
した冷延鋼板を800℃以下の急速冷却開始温度まで徐冷
する。徐冷速度は、板巾および長手方向における材質の
ばらつきを少なくするためには、１から30℃／秒の範囲
内が適当である。上述した徐冷後、冷延鋼板に急速冷却
を施こす。急速冷却開始温度が低いと、析出するフェラ
イト相の体積率が増加して、組織の均質性が劣化する。
従って、急速冷却開始温度は下式によって表される冷却
開始下限温度（TQ）以上に限定する。
した冷延鋼板を800℃以下の急速冷却開始温度まで徐冷
する。徐冷速度は、板巾および長手方向における材質の
ばらつきを少なくするためには、１から30℃／秒の範囲
内が適当である。上述した徐冷後、冷延鋼板に急速冷却
を施こす。急速冷却開始温度が低いと、析出するフェラ
イト相の体積率が増加して、組織の均質性が劣化する。
従って、急速冷却開始温度は下式によって表される冷却
開始下限温度（TQ）以上に限定する。
TQ（℃）＝600＋800×Ｃ＋（20×Si＋12×Mo＋13×Cr）
−（30×Mn＋８×Cu＋７×Ni＋5000×Ｂ）
上述した式において、Ｃ、Si等の化学成分組成の単位
はwt.％である。更に、上述した式において、Ar3変態点
を上昇させる機能を有するSi、Mo、Crは、フェライト相
の析出を促進するために、TQを上昇させるように作用
し、そして、Ar3変態点を低下させる機能を有するMn、C
u、Ni、Ｂは、フェライト相の析出を抑制するために、T
Qを低下させるように作用する。Ｃは、Mn、Cu、Ni、Ｂ
と同様に、Ar3変態点を低下させる機能を有する元素で
あるけれども、TQに及ぼす影響は、Mn、Cu、Ni、Ｂと異
なる。即ち、同一体積率のフェライト相を有する組織に
おいても、Ｃ含有量が多くなると、低温変態相とフェラ
イト相との硬度差が増大して、加工時に、界面に歪が集
中し、その結果、材質の劣化が著しくなる。従って、Ｃ
含有量が多くなると、フェライト相の析出を抑制する必
要がある。
はwt.％である。更に、上述した式において、Ar3変態点
を上昇させる機能を有するSi、Mo、Crは、フェライト相
の析出を促進するために、TQを上昇させるように作用
し、そして、Ar3変態点を低下させる機能を有するMn、C
u、Ni、Ｂは、フェライト相の析出を抑制するために、T
Qを低下させるように作用する。Ｃは、Mn、Cu、Ni、Ｂ
と同様に、Ar3変態点を低下させる機能を有する元素で
あるけれども、TQに及ぼす影響は、Mn、Cu、Ni、Ｂと異
なる。即ち、同一体積率のフェライト相を有する組織に
おいても、Ｃ含有量が多くなると、低温変態相とフェラ
イト相との硬度差が増大して、加工時に、界面に歪が集
中し、その結果、材質の劣化が著しくなる。従って、Ｃ
含有量が多くなると、フェライト相の析出を抑制する必
要がある。
次いで、低温変態相を得るために、400℃／秒以上の
冷却速度で、上述した冷却開始下限温度（TQ）から、10
0℃以下の温度まで急速冷却する。400℃／秒未満の冷却
速度で冷却または100℃を超える温度まで冷却すると、
所望の高強度を得るために必要な合金の含有量を増大さ
せる必要があり、製造コストが高くなると共に、マルテ
ンサイト組織の他にベイナイト組織が混在して、組織の
均質性が劣化する。従って、急速冷却の冷却速度および
冷却停止温度を上述した範囲内に限定する。
冷却速度で、上述した冷却開始下限温度（TQ）から、10
0℃以下の温度まで急速冷却する。400℃／秒未満の冷却
速度で冷却または100℃を超える温度まで冷却すると、
所望の高強度を得るために必要な合金の含有量を増大さ
せる必要があり、製造コストが高くなると共に、マルテ
ンサイト組織の他にベイナイト組織が混在して、組織の
均質性が劣化する。従って、急速冷却の冷却速度および
冷却停止温度を上述した範囲内に限定する。
次いで、急冷ままのマルテンサイト相は脆く、熱的に
不安定であるので、冷延鋼板に焼戻し処理を施こす。焼
戻し処理は、100から300℃の範囲内の温度で１から15分
の間行う。100℃未満の温度で焼戻し処理を行うと、マ
ルテンサイト相の焼戻しが不十分である。300℃を超え
る温度で焼戻し処理を行うと、粒界に炭化物が析出し
て、加工による材質の劣化が著しくなる。１分未満の時
間で焼戻し処理を行うと、マルテンサイト相の焼戻しが
不十分である。15分を超える時間で焼戻し処理を行って
も効果が飽和する。
不安定であるので、冷延鋼板に焼戻し処理を施こす。焼
戻し処理は、100から300℃の範囲内の温度で１から15分
の間行う。100℃未満の温度で焼戻し処理を行うと、マ
ルテンサイト相の焼戻しが不十分である。300℃を超え
る温度で焼戻し処理を行うと、粒界に炭化物が析出し
て、加工による材質の劣化が著しくなる。１分未満の時
間で焼戻し処理を行うと、マルテンサイト相の焼戻しが
不十分である。15分を超える時間で焼戻し処理を行って
も効果が飽和する。
次に、耐遅れ破壊特性に優れたこの発明の超高強度冷
延鋼板およびその製造方法を、実施例により、比較例と
対比しながら更に詳細に説明する。
延鋼板およびその製造方法を、実施例により、比較例と
対比しながら更に詳細に説明する。
実施例
第１表に示す本発明の範囲内の化学成分組成を有する
鋼ＡからＺおよび本発明の範囲外の化学成分組成を有す
る鋼ａからｊを転炉によって出鋼した後、連続鋳造によ
ってスラブを調製し、次いで、このように調製したスラ
ブに、1200℃の加熱温度、820℃の仕上げ温度および600
℃の巻き取り温度で熱間圧延を施して、3mmの板厚を有
する熱延鋼板を調製した。次いで、このように調製した
熱延鋼板を酸洗し、次いで、冷間圧延して、1.4mmの板
厚を有する冷延鋼板を調製した。次いで、このように調
製した冷延鋼板に、水焼入れ、ロール冷却兼用タイプの
連続焼鈍ラインにおいて、第２表、第３表および第６表
に示す条件で、熱処理を施した。急速冷却は水焼入れに
よって行い、その冷却速度は約1000℃／秒であった。な
お、ロール冷却による冷却速度は約200℃／秒である。
鋼ＡからＺおよび本発明の範囲外の化学成分組成を有す
る鋼ａからｊを転炉によって出鋼した後、連続鋳造によ
ってスラブを調製し、次いで、このように調製したスラ
ブに、1200℃の加熱温度、820℃の仕上げ温度および600
℃の巻き取り温度で熱間圧延を施して、3mmの板厚を有
する熱延鋼板を調製した。次いで、このように調製した
熱延鋼板を酸洗し、次いで、冷間圧延して、1.4mmの板
厚を有する冷延鋼板を調製した。次いで、このように調
製した冷延鋼板に、水焼入れ、ロール冷却兼用タイプの
連続焼鈍ラインにおいて、第２表、第３表および第６表
に示す条件で、熱処理を施した。急速冷却は水焼入れに
よって行い、その冷却速度は約1000℃／秒であった。な
お、ロール冷却による冷却速度は約200℃／秒である。
このようにして、本発明の範囲内の化学成分組成を有
し、そして、本発明の範囲内の熱処理を施こした本発明
の冷延鋼板（以下、“本発明供試体”という）Nos.1〜
３、６〜９、11、13、15、17〜24、26、28、29、32〜3
8、40、42、43、48、50、52〜54、56、57、59〜64、6
6、68、71、72、91、92、94および95並びに、本発明の
範囲外の化学成分組成を有する比較用の冷延鋼板、およ
び、本発明の範囲内の化学成分組成を有しているけれど
も、本発明の範囲外の熱処理を施こした比較用の冷延鋼
板（以下、“比較用供試体”という）Nos.4、５、10、1
2、14、16、25、27、30、31、39、41、44〜47、49、5
1、55、58、65、67、69、70、73〜85、93、および96〜9
8を調製した。
し、そして、本発明の範囲内の熱処理を施こした本発明
の冷延鋼板（以下、“本発明供試体”という）Nos.1〜
３、６〜９、11、13、15、17〜24、26、28、29、32〜3
8、40、42、43、48、50、52〜54、56、57、59〜64、6
6、68、71、72、91、92、94および95並びに、本発明の
範囲外の化学成分組成を有する比較用の冷延鋼板、およ
び、本発明の範囲内の化学成分組成を有しているけれど
も、本発明の範囲外の熱処理を施こした比較用の冷延鋼
板（以下、“比較用供試体”という）Nos.4、５、10、1
2、14、16、25、27、30、31、39、41、44〜47、49、5
1、55、58、65、67、69、70、73〜85、93、および96〜9
8を調製した。
上述した本発明供試体および比較用供試体のそれぞれ
における、引張り強度、残留強度率、PDF（耐遅れ破壊
特性指数）および耐遅れ破壊特性を調べた。その結果を
第４表、第５表および第６表に示す。
における、引張り強度、残留強度率、PDF（耐遅れ破壊
特性指数）および耐遅れ破壊特性を調べた。その結果を
第４表、第５表および第６表に示す。
本発明供試体および比較用供試体の上述した残留強度
率は、第５図を使用して説明した方法によって求めた。
率は、第５図を使用して説明した方法によって求めた。
本発明供試体および比較用供試体の上述した耐遅れ破
壊特性は、次に述べる評価方法によって、評価した。
壊特性は、次に述べる評価方法によって、評価した。
第６図に示すように、本発明供試体および比較用供試
体のそれぞれから、端面を機械研削した、２つの穿孔２
を有する、厚さ1.4mm、幅（ｃ）30mm×長さ（ｄ）100mm
の短冊状試験片１を調製し、次いで、短冊状試験片１
に、その中央部において、半径5mmで曲げ加工を施こ
し、次いで、異種金属の接触による局部電池の形成を回
避するための、四弗化エチレン樹脂製のワッシャ３を、
上述した２つの穿孔２に装着して、ステンレスボルト４
によって、上記短冊状試験片１の両端間の距離（ｅ）が
10mmになるまで、短冊状試験片１を締め付けて、曲げ加
工部に応力を付加した。
体のそれぞれから、端面を機械研削した、２つの穿孔２
を有する、厚さ1.4mm、幅（ｃ）30mm×長さ（ｄ）100mm
の短冊状試験片１を調製し、次いで、短冊状試験片１
に、その中央部において、半径5mmで曲げ加工を施こ
し、次いで、異種金属の接触による局部電池の形成を回
避するための、四弗化エチレン樹脂製のワッシャ３を、
上述した２つの穿孔２に装着して、ステンレスボルト４
によって、上記短冊状試験片１の両端間の距離（ｅ）が
10mmになるまで、短冊状試験片１を締め付けて、曲げ加
工部に応力を付加した。
このように応力が付加された本発明供試体および比較
用供試体の短冊状試験片の各々を、0.1規定の塩酸中に
浸漬して、曲げ加工部に割れが生じるまでの時間を測定
した。上述した測定において、24時間以内に曲げ加工部
に割れが生じたときの耐遅れ破壊特性評点を０点、100
時間以内に割れが生じたときの耐遅れ破壊特性評点を１
点、200時間以内に割れが生じたときの耐遅れ破壊特性
評点を２点、300時間以内に割れが生じたときの耐遅れ
破壊特性評点を３点、400時間以内（400時間を除く）に
割れが生じたときの耐遅れ破壊特性評点を４点、400時
間経過時に割れが生じないときの耐遅れ破壊特性評点を
５点として、本発明および比較用供試体の耐遅れ破壊特
性を評価した。なお、400時間を超えると、供試体の板
厚の減少および局部的な腐食ピットの発生が著しくなっ
たので、400時間経過時をもって測定を終了した。
用供試体の短冊状試験片の各々を、0.1規定の塩酸中に
浸漬して、曲げ加工部に割れが生じるまでの時間を測定
した。上述した測定において、24時間以内に曲げ加工部
に割れが生じたときの耐遅れ破壊特性評点を０点、100
時間以内に割れが生じたときの耐遅れ破壊特性評点を１
点、200時間以内に割れが生じたときの耐遅れ破壊特性
評点を２点、300時間以内に割れが生じたときの耐遅れ
破壊特性評点を３点、400時間以内（400時間を除く）に
割れが生じたときの耐遅れ破壊特性評点を４点、400時
間経過時に割れが生じないときの耐遅れ破壊特性評点を
５点として、本発明および比較用供試体の耐遅れ破壊特
性を評価した。なお、400時間を超えると、供試体の板
厚の減少および局部的な腐食ピットの発生が著しくなっ
たので、400時間経過時をもって測定を終了した。
上述した結果を第１図から第４図によって更に詳しく
示す。第１図は、超高強度冷延鋼板（本発明および比較
用供試体）における、耐遅れ破壊特性評点と、そして、
PDF（耐遅れ破壊特性指数）との間の関係を示すグラフ
である。第１図から明らかなように、PDF（耐遅れ破壊
特性指数）が０以上である本発明供試体は、すべて、耐
遅れ破壊特性評点が３以上であり、優れた耐遅れ破壊特
性を有している。これに対して、比較用供試体は、たと
えPDFが０以上であっても、耐遅れ破壊特性評点は１以
下であり、耐遅れ破壊特性において劣っている。
示す。第１図は、超高強度冷延鋼板（本発明および比較
用供試体）における、耐遅れ破壊特性評点と、そして、
PDF（耐遅れ破壊特性指数）との間の関係を示すグラフ
である。第１図から明らかなように、PDF（耐遅れ破壊
特性指数）が０以上である本発明供試体は、すべて、耐
遅れ破壊特性評点が３以上であり、優れた耐遅れ破壊特
性を有している。これに対して、比較用供試体は、たと
えPDFが０以上であっても、耐遅れ破壊特性評点は１以
下であり、耐遅れ破壊特性において劣っている。
第２図は、超高強度冷延鋼板（本発明および比較用供
試体）における、残留強度率および引張り強度がPDFに
及ぼす影響を示すグラフである。第２図から明らかなよ
うに、PDF（耐遅れ破壊特性指数）が０以上である本発
明供試体は、同一引張り強度に対して優れた残留強度率
を示している。即ち、PDFが０以上である本発明供試体
は、少なくとも60％の残留強度率を有しており、そし
て、140kgf/mm2以上の高い引張り強度を有する本発明供
試体は、70％以上の高い残留強度率を有している。この
ことは、本発明供試体は、高い引張り強度とともに優れ
た耐遅れ破壊特性を有していることを示している。
試体）における、残留強度率および引張り強度がPDFに
及ぼす影響を示すグラフである。第２図から明らかなよ
うに、PDF（耐遅れ破壊特性指数）が０以上である本発
明供試体は、同一引張り強度に対して優れた残留強度率
を示している。即ち、PDFが０以上である本発明供試体
は、少なくとも60％の残留強度率を有しており、そし
て、140kgf/mm2以上の高い引張り強度を有する本発明供
試体は、70％以上の高い残留強度率を有している。この
ことは、本発明供試体は、高い引張り強度とともに優れ
た耐遅れ破壊特性を有していることを示している。
第３図は、超高強度冷延鋼板（本発明および比較用供
試体）における、Ceq（＝Ｃ＋（Si/24）＋（Mn/6））
が、引張り強度の下限値に及ぼす影響を示すグラフであ
る。第３図において、曲線はTS＝320×（Ceq）２−155
×Ceq＋102を示している。第３図から明らかなように、
本発明供試体は、０以上のPDF（耐遅れ破壊特性指
数）、および、少なくともTS≧320×（Ceq）２−155×C
eq＋102を満たしている。これに対して、比較用供試体
は、高い引張り強度を有しているけれども、PDFが０未
満であり、または、低い引張り強度および０未満のPDF
を有している。
試体）における、Ceq（＝Ｃ＋（Si/24）＋（Mn/6））
が、引張り強度の下限値に及ぼす影響を示すグラフであ
る。第３図において、曲線はTS＝320×（Ceq）２−155
×Ceq＋102を示している。第３図から明らかなように、
本発明供試体は、０以上のPDF（耐遅れ破壊特性指
数）、および、少なくともTS≧320×（Ceq）２−155×C
eq＋102を満たしている。これに対して、比較用供試体
は、高い引張り強度を有しているけれども、PDFが０未
満であり、または、低い引張り強度および０未満のPDF
を有している。
即ち、本発明供試体においては、炭素、シリカおよび
マンガンの含有量によって決定されるCeq（＝Ｃ＋（Si/
24）＋（Mn/6））を使用し、そして、その値に応じて、
鋼板の引張り強度の下限値を制御することによって、炭
素、シリカとの共存下におけるマンガンの偏析に起因す
るバンド組織の形成を抑制し、そして、組織の複合化を
抑制することができる。
マンガンの含有量によって決定されるCeq（＝Ｃ＋（Si/
24）＋（Mn/6））を使用し、そして、その値に応じて、
鋼板の引張り強度の下限値を制御することによって、炭
素、シリカとの共存下におけるマンガンの偏析に起因す
るバンド組織の形成を抑制し、そして、組織の複合化を
抑制することができる。
第４図は、超高強度冷列延鋼板における、製造条件が
PDFに及ぼす影響を示すグラフである。○は、第２表お
よび第３表において、均熱温度および焼戻し温度が本発
明の範囲内である供試体を示し、●は、第２表および第
３表において、均熱温度および焼戻し温度が本発明の範
囲外である供試体を示し、そして、▲は、第６表に示
す、本発明供試体および比較用供試体を示す。第４図か
ら明らかなように、PDF（耐遅れ破壊特性指数）が０以
上になるためには、均熱温度および焼戻し温度の他に、
急速冷却開始温度を冷却開始下限温度（TQ）以上に限定
することが必要である。
PDFに及ぼす影響を示すグラフである。○は、第２表お
よび第３表において、均熱温度および焼戻し温度が本発
明の範囲内である供試体を示し、●は、第２表および第
３表において、均熱温度および焼戻し温度が本発明の範
囲外である供試体を示し、そして、▲は、第６表に示
す、本発明供試体および比較用供試体を示す。第４図か
ら明らかなように、PDF（耐遅れ破壊特性指数）が０以
上になるためには、均熱温度および焼戻し温度の他に、
急速冷却開始温度を冷却開始下限温度（TQ）以上に限定
することが必要である。
以上詳述したように、この発明によれば、耐遅れ破壊
特性に優れ、そして、100kgf/mm2を超える高い引張り強
度を有する超高強度冷延鋼板およびその製造方法を提供
することができ、かくして、工業上有用な効果がもたら
される。
特性に優れ、そして、100kgf/mm2を超える高い引張り強
度を有する超高強度冷延鋼板およびその製造方法を提供
することができ、かくして、工業上有用な効果がもたら
される。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(72)発明者 大北 智良
東京都千代田区丸の内１丁目１番２号
日本鋼管株式会社内
(72)発明者 金藤 秀司
東京都千代田区丸の内１丁目１番２号
日本鋼管株式会社内
(72)発明者 高田 康幸
東京都千代田区丸の内１丁目１番２号
日本鋼管株式会社内
(56)参考文献 特開 平４−263018（ＪＰ，Ａ)
特開 平４−263019（ＪＰ，Ａ)
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
C22C 38/00 - 38/60
C21D 9/46 - 9/48
Claims (6)
- 【請求項１】下記からなる、耐遅れ破壊特性に優れた超
高強度冷延鋼板： 前記冷延鋼板は、本質的に下記からなっており； 炭素（Ｃ） :0.1から0.25wt.％ シリコン（Si）:1wt.％以下、 マンガン（Mn）:1から2.5wt.％、 燐（Ｐ） :0.020wt.％以下、 硫黄（Ｓ） :0.005wt.％以下、 可溶性アルミニウム（Sol.Al）:0.01から0.05wt.％、 窒素（Ｎ） :0.0010から0.050wt.％、 および、 残り、鉄および不可避不純物； そして、 前記冷延鋼板は、下式を満たしている： TS≧320×（Ceq）２−155×Ceq＋102 ・・・（１） 前記（１）式において、 Ceq＝Ｃ＋（Si/24）＋（Mn/6）、 および PDF≧０ ・・・（２） 前記（２）式において、 PDF＝−lnTS＋exp［Rr/100］＋2.95、 但し、 PDF:耐遅れ破壊特性指数、 TS :引張り強度（kgf/mm2）、 Rr :圧延方向と直角の方向に対して、半径5mmで90゜Ｖ
曲げを施した鋼板の、（曲げ−曲げ戻し引張り強度）÷
（引張り強度）×100で表される残留強度率（％）。 - 【請求項２】下記を特徴とする、クレーム１にクレーム
した超高強度冷延鋼板： 前記冷延鋼板は、下記からなる群から選んだ、少なくと
も１つの成分を更に付加的に含有している： ニオブ（Nb） :0.005から0.05wt.％、 チタン（Ti） :0.005から0.05wt.％、および バナジウム（Ｖ）:0.01から0.1wt.％。 - 【請求項３】下記を特徴とするクレーム１または２にク
レームした超高強度冷延鋼板： 前記冷延鋼板は、下記からなる群から選んだ、少なくと
も１つの成分を更に付加的に含有している： 銅（Cu） :0.1から1.0wt.％、 ニッケル（Ni） :0.1から1.0wt.％、 ボロン（Ｂ） :0.0005から0.0030wt.％、 クロム（Cr） :0.1から1.0wt.％、および モリブデン（Mo）:0.1から0.5wt.％。 - 【請求項４】下記ステップからなる、耐遅れ破壊特性に
優れた超高強度冷延鋼板の製造方法： 本質的に下記からなる素材を使用し、； 炭素（Ｃ） :0.1から0.25wt.％、 シリコン（Si）:1wt.％以下、 マンガン（Mn）:1から2.5wt.％、 燐（Ｐ） :0.020wt.％以下、 硫黄（Ｓ） :0.005wt.％以下、 可溶性アルミニウム（Sol.Al）:0.01から0.05wt.％、 窒素（Ｎ） :0.0010から0.0050wt.％、 および、 残り、鉄および不可避不純物； 前記素材に、熱間圧延、酸洗および冷間圧延を施して、
冷延鋼板を調製し、； 次いで、このように調製された前記冷延鋼板に、下記か
らなる連続熱処理を施す： 前記冷延鋼板に、AC3から900℃の範囲内の温度で30秒か
ら15分の間、均熱処理を施し、次いで、400℃／秒以上
の冷却速度で、下式によって表される冷却開始下限温度
（TQ）以上で800℃以下の温度から100℃以下の温度ま
で、前記冷延鋼板を急速冷却し： TQ（℃）＝600＋800×Ｃ＋（20×Si＋12×Mo＋13×Cr） −（30×Mn＋８×Cu＋７×Ni＋5000×Ｂ）、 次いで、100から300℃の範囲内の温度で、１から15分の
間、前記冷延鋼板を焼き戻す。 - 【請求項５】下記を特徴とする、クレーム４にクレーム
した方法： 前記素材は、下記からなる群から選んだ、少なくとも１
つの成分を更に付加的に含有している： ニオブ（Nb） :0.005から0.05wt.％、 チタン（Ti） :0.005から0.05wt.％、および、 バナジウム（Ｖ）:0.01から0.1wt.％。 - 【請求項６】下記を特徴とする、クレーム４または５に
クレームした方法： 前記素材は、下記からなる群から選んだ、少なくとも１
つの成分を更に付加的に含有している： 銅（Cu） :0.1から1.0wt.％、 ニッケル（Ni） :0.1から1.0wt.％、 ボロン（Ｂ） :0.0005から0.0030wt.％、 クロム（Cr） :0.1から1.0wt.％、および、 モリブデン（Mo）:0.1から0.5wt.％。
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| CN101818299A (zh) * | 2010-04-30 | 2010-09-01 | 武汉钢铁(集团)公司 | 基于薄板坯连铸连轧工艺的高强度薄规格直镀用钢及其制造方法 |
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| CN109182909B (zh) * | 2018-10-12 | 2021-06-04 | 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 | 汽车转向系统用中碳钢及其生产方法 |
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- 1994-01-13 CN CN94190001A patent/CN1039034C/zh not_active Expired - Lifetime
- 1994-01-13 WO PCT/JP1994/000038 patent/WO1994016115A1/ja active IP Right Grant
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