JPH101740A - 耐遅れ破壊特性にすぐれる超高強度鋼板及びその製造方法 - Google Patents
耐遅れ破壊特性にすぐれる超高強度鋼板及びその製造方法Info
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- JPH101740A JPH101740A JP15100696A JP15100696A JPH101740A JP H101740 A JPH101740 A JP H101740A JP 15100696 A JP15100696 A JP 15100696A JP 15100696 A JP15100696 A JP 15100696A JP H101740 A JPH101740 A JP H101740A
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Abstract
(57)【要約】 （修正有）
【課題】引張強度９８０Ｎ／ｍｍ2 以上を有しながら、
耐遅れ破壊特性にすぐれる超高強度鋼板、特に、薄鋼板
と、その製造方法を提供する。 【解決手段】(a) Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、(b) Ｔｉ、
Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、(C) Ｍｏ、Ｂ、（ｄ）Ｎｂ、Ｖ、Ｚ
ｒ、Ｔａ、よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元
素を含み、残部鉄よりなり、マルテンサイト、焼戻しマ
ルテンサイト又はベイナイト組織のいずれか１種以上を
体積率にて４０％以上含み、鋼スラブを１１００℃以上
の温度に加熱し、６００℃以下の温度で熱間圧延を行な
った後、酸洗し、スケールを除き、冷間圧延を行ない、
次いで、８００℃以上、１０００℃以下の温度にて均熱
した後、３０℃／秒以下の冷却速度にて、８００〜６０
０℃の温度まで徐冷し、次いで、この温度から７０℃／
秒以上の冷却速度にて、４００℃以下の温度まで冷却
し、この後、再加熱か、焼戻し処理を行なう。
耐遅れ破壊特性にすぐれる超高強度鋼板、特に、薄鋼板
と、その製造方法を提供する。 【解決手段】(a) Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、(b) Ｔｉ、
Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、(C) Ｍｏ、Ｂ、（ｄ）Ｎｂ、Ｖ、Ｚ
ｒ、Ｔａ、よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元
素を含み、残部鉄よりなり、マルテンサイト、焼戻しマ
ルテンサイト又はベイナイト組織のいずれか１種以上を
体積率にて４０％以上含み、鋼スラブを１１００℃以上
の温度に加熱し、６００℃以下の温度で熱間圧延を行な
った後、酸洗し、スケールを除き、冷間圧延を行ない、
次いで、８００℃以上、１０００℃以下の温度にて均熱
した後、３０℃／秒以下の冷却速度にて、８００〜６０
０℃の温度まで徐冷し、次いで、この温度から７０℃／
秒以上の冷却速度にて、４００℃以下の温度まで冷却
し、この後、再加熱か、焼戻し処理を行なう。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、耐遅れ破壊特性に
すぐれる引張強度９８０Ｎ／ｍｍ2 以上の超高強度鋼板
及びその製造方法に関する。本発明によるこのような超
高強度鋼板、特に、薄鋼板は、例えば、パイプ用途とし
て、自動車のドアやバンパーの補強部材等、軽量で且つ
強度が要求される用途や、また、Ｚｎ、Ｃｄ、Ｓｎ、Ａ
ｌ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｐｂ等のめっき処理や、クロメート処
理、リン酸塩処理等の化成処理、更には、有機塗装によ
る防食表面処理を施して、厳しい腐食環境において、種
々の用途に好適に用いることができる。
すぐれる引張強度９８０Ｎ／ｍｍ2 以上の超高強度鋼板
及びその製造方法に関する。本発明によるこのような超
高強度鋼板、特に、薄鋼板は、例えば、パイプ用途とし
て、自動車のドアやバンパーの補強部材等、軽量で且つ
強度が要求される用途や、また、Ｚｎ、Ｃｄ、Ｓｎ、Ａ
ｌ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｐｂ等のめっき処理や、クロメート処
理、リン酸塩処理等の化成処理、更には、有機塗装によ
る防食表面処理を施して、厳しい腐食環境において、種
々の用途に好適に用いることができる。
【０００２】
【従来の技術】地球の環境保全の観点から、最近、自動
車の燃費の改善要求が強い。そこで、車体の軽量化を図
るべく、バンパー、ドアのインパクト・ビーム等、自動
車の種々の補強部材用途に引張強度９８０Ｎ／ｍｍ2 以
上の超高強度薄鋼板のニーズが強くなっている。しか
し、９８０Ｎ／ｍｍ2 以上の強度を有する超高強度鋼を
用いたボルトにおいては、水素脆化による割れ、所謂遅
れ破壊が発生することが、例えば、特開昭６０−１５５
６４４号公報等に記載されているように、既に知られて
いる。従って、超高強度鋼板を用いた種々の部材におい
ても、大気環境下の腐食反応によって発生する水素が鋼
板中に入って、使用中に突然破壊するおそれがある。
車の燃費の改善要求が強い。そこで、車体の軽量化を図
るべく、バンパー、ドアのインパクト・ビーム等、自動
車の種々の補強部材用途に引張強度９８０Ｎ／ｍｍ2 以
上の超高強度薄鋼板のニーズが強くなっている。しか
し、９８０Ｎ／ｍｍ2 以上の強度を有する超高強度鋼を
用いたボルトにおいては、水素脆化による割れ、所謂遅
れ破壊が発生することが、例えば、特開昭６０−１５５
６４４号公報等に記載されているように、既に知られて
いる。従って、超高強度鋼板を用いた種々の部材におい
ても、大気環境下の腐食反応によって発生する水素が鋼
板中に入って、使用中に突然破壊するおそれがある。
【０００３】また、９８０Ｎ／ｍｍ2 以上の強度を有す
る超高強度の薄鋼板をパイプ用途として、自動車のドア
の補強部材等に加工する場合においても、部品の形状に
よっては、加工による歪みが多く導入されたり、或いは
加工時に高い残留応力が発生し、これが遅れ破壊の原因
の一つになるといわれている。超高強度薄鋼板の遅れ破
壊の防止については、特開平４−２６８０５３号公報に
記載されているように、鋼中にＳｉを添加し、鋼板中へ
の水素原子の侵入を制御することによって、遅れ破壊の
原因である水素脆化の発生を防止する方法が提案されて
いる。しかし、遅れ破壊の発生要因は、必ずしも水素侵
入に限られているものではなく、腐食ピット形成による
応力集中も大きな要因となる。従って、Ｓｉ添加のみに
よって、遅れ破壊の発生を十分に防止することは困難で
ある。
る超高強度の薄鋼板をパイプ用途として、自動車のドア
の補強部材等に加工する場合においても、部品の形状に
よっては、加工による歪みが多く導入されたり、或いは
加工時に高い残留応力が発生し、これが遅れ破壊の原因
の一つになるといわれている。超高強度薄鋼板の遅れ破
壊の防止については、特開平４−２６８０５３号公報に
記載されているように、鋼中にＳｉを添加し、鋼板中へ
の水素原子の侵入を制御することによって、遅れ破壊の
原因である水素脆化の発生を防止する方法が提案されて
いる。しかし、遅れ破壊の発生要因は、必ずしも水素侵
入に限られているものではなく、腐食ピット形成による
応力集中も大きな要因となる。従って、Ｓｉ添加のみに
よって、遅れ破壊の発生を十分に防止することは困難で
ある。
【０００４】また、特開平４−２８０９４０号公報に
は、点溶接部の耐水割れ性の改善について記載されてい
るが、３％以上のＮｉの添加を必要とし、コストの上昇
を招くので、実用的ではない。また、母材部の耐水割れ
特性については、何も言及されていない。更に、特開平
５−２９５４８１号公報には、鋼にＣａを添加し、圧延
方向に伸展したＭｎＳを球状のＣａＳに変えることによ
って、オーステナイト結晶粒界の結合力を強め、耐水素
脆化特性を向上させることが提案されている。遅れ破壊
は、特に、割れの起点部において、結晶粒界割れの形態
を示すことが多いが、しかし、破壊の全過程が粒界割れ
であることは殆どなく、従って、結晶粒界の強化は、総
括的な対策とはなり得ない。
は、点溶接部の耐水割れ性の改善について記載されてい
るが、３％以上のＮｉの添加を必要とし、コストの上昇
を招くので、実用的ではない。また、母材部の耐水割れ
特性については、何も言及されていない。更に、特開平
５−２９５４８１号公報には、鋼にＣａを添加し、圧延
方向に伸展したＭｎＳを球状のＣａＳに変えることによ
って、オーステナイト結晶粒界の結合力を強め、耐水素
脆化特性を向上させることが提案されている。遅れ破壊
は、特に、割れの起点部において、結晶粒界割れの形態
を示すことが多いが、しかし、破壊の全過程が粒界割れ
であることは殆どなく、従って、結晶粒界の強化は、総
括的な対策とはなり得ない。
【０００５】その他、加工技術の観点から、加工中の残
留応力が低下させ、遅れ破壊を起こり難くさせる方策に
ついても、従来、種々の検討がなされているが、未だ、
十分な結果が得られるに至っていない。
留応力が低下させ、遅れ破壊を起こり難くさせる方策に
ついても、従来、種々の検討がなされているが、未だ、
十分な結果が得られるに至っていない。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、引張強度が
９８０Ｎ／ｍｍ2 以上の超高強度薄鋼板における上述し
たような遅れ破壊の問題を解決するためになされたもの
であって、耐遅れ破壊特性にすぐれる超高強度鋼板、特
に、薄鋼板と、その製造方法を提供することを目的とす
る。
９８０Ｎ／ｍｍ2 以上の超高強度薄鋼板における上述し
たような遅れ破壊の問題を解決するためになされたもの
であって、耐遅れ破壊特性にすぐれる超高強度鋼板、特
に、薄鋼板と、その製造方法を提供することを目的とす
る。
【０００７】
【課題を解決するための手段】先ず、本発明によれば、
以下の（１）から（３）のように、化学成分として、
(a) 群元素と(b) 群元素を必須成分とし、(c) 群元素と
(d) 群元素のいずれか一方を含むか、又は(c) 群元素と
(d) 群元素のいずれをも含む超高強度鋼板が提供され
る。
以下の（１）から（３）のように、化学成分として、
(a) 群元素と(b) 群元素を必須成分とし、(c) 群元素と
(d) 群元素のいずれか一方を含むか、又は(c) 群元素と
(d) 群元素のいずれをも含む超高強度鋼板が提供され
る。
【０００８】（１）重量％にて(a) Ｃ 0.０８〜0.３
０％、Ｓｉ 1.０％未満、Ｍｎ 1.５〜3.０％、Ｐ
0.０２％以下、及びＳ 0.０１％以下と共に、(b) Ｔ
ｉ 0.０１〜0.５０％、Ｎｉ 0.１０〜4.００％、Ｃｕ
0.０５〜3.００％、及びＣｒ 0.１０〜5.００％より
なる群から選ばれる少なくとも１種の元素と、(c) Ｍｏ
0.０５〜1.００％、及びＢ 0.０００５〜0.００５
０％よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含
み、残部鉄及び不可避的不純物よりなり、マルテンサイ
ト、焼戻しマルテンサイト又はベイナイト組織のいずれ
か１種以上を体積率にて４０％以上含み、強度が９８０
Ｎ／ｍｍ2 以上である耐遅れ破壊特性にすぐれる超高強
度鋼板。
０％、Ｓｉ 1.０％未満、Ｍｎ 1.５〜3.０％、Ｐ
0.０２％以下、及びＳ 0.０１％以下と共に、(b) Ｔ
ｉ 0.０１〜0.５０％、Ｎｉ 0.１０〜4.００％、Ｃｕ
0.０５〜3.００％、及びＣｒ 0.１０〜5.００％より
なる群から選ばれる少なくとも１種の元素と、(c) Ｍｏ
0.０５〜1.００％、及びＢ 0.０００５〜0.００５
０％よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含
み、残部鉄及び不可避的不純物よりなり、マルテンサイ
ト、焼戻しマルテンサイト又はベイナイト組織のいずれ
か１種以上を体積率にて４０％以上含み、強度が９８０
Ｎ／ｍｍ2 以上である耐遅れ破壊特性にすぐれる超高強
度鋼板。
【０００９】（２）重量％にて(a) Ｃ 0.０８〜0.３
０％、Ｓｉ 1.０％未満、Ｍｎ 1.５〜3.０％、Ｐ
0.０２％以下、及びＳ 0.０１％以下と共に、(b) Ｔ
ｉ 0.０１〜0.５０％、Ｎｉ 0.１０〜4.００％、Ｃｕ
0.０５〜3.００％、及びＣｒ 0.１０〜5.００％より
なる群から選ばれる少なくとも１種の元素と、(d) Ｎｂ
0.０１〜0.１０％、Ｖ 0.０１〜0.１０％、Ｚｒ
0.０１〜0.１０％、及びＴａ 0.０１〜0.１０％よりな
る群から選ばれる少なくとも１種の元素を含み、残部鉄
及び不可避的不純物よりなり、マルテンサイト、焼戻し
マルテンサイト又はベイナイト組織のいずれか１種以上
を体積率にて４０％以上含み、強度が９８０Ｎ／ｍｍ2
以上である耐遅れ破壊特性にすぐれる超高強度鋼板。
０％、Ｓｉ 1.０％未満、Ｍｎ 1.５〜3.０％、Ｐ
0.０２％以下、及びＳ 0.０１％以下と共に、(b) Ｔ
ｉ 0.０１〜0.５０％、Ｎｉ 0.１０〜4.００％、Ｃｕ
0.０５〜3.００％、及びＣｒ 0.１０〜5.００％より
なる群から選ばれる少なくとも１種の元素と、(d) Ｎｂ
0.０１〜0.１０％、Ｖ 0.０１〜0.１０％、Ｚｒ
0.０１〜0.１０％、及びＴａ 0.０１〜0.１０％よりな
る群から選ばれる少なくとも１種の元素を含み、残部鉄
及び不可避的不純物よりなり、マルテンサイト、焼戻し
マルテンサイト又はベイナイト組織のいずれか１種以上
を体積率にて４０％以上含み、強度が９８０Ｎ／ｍｍ2
以上である耐遅れ破壊特性にすぐれる超高強度鋼板。
【００１０】（３）重量％にて(a) Ｃ 0.０８〜0.３
０％、Ｓｉ 1.０％未満、Ｍｎ 1.５〜3.０％、Ｐ
0.０２％以下、及びＳ 0.０１％以下と共に、(b) Ｔ
ｉ 0.０１〜0.５０％、Ｎｉ 0.１０〜4.００％、Ｃｕ
0.０５〜3.００％、及びＣｒ 0.１０〜5.００％より
なる群から選ばれる少なくとも１種の元素と、(c) Ｍｏ
0.０５〜1.００％、及びＢ 0.０００５〜0.００５
０％よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素と、
(d) Ｎｂ 0.０１〜0.１０％、Ｖ 0.０１〜0.１０
％、Ｚｒ 0.０１〜0.１０％、及びＴａ 0.０１〜0.１
０％よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含
み、残部鉄及び不可避的不純物よりなり、マルテンサイ
ト、焼戻しマルテンサイト又はベイナイト組織のいずれ
か１種以上を体積率にて４０％以上含み、強度が９８０
Ｎ／ｍｍ2 以上である耐遅れ破壊特性にすぐれる超高強
度鋼板。
０％、Ｓｉ 1.０％未満、Ｍｎ 1.５〜3.０％、Ｐ
0.０２％以下、及びＳ 0.０１％以下と共に、(b) Ｔ
ｉ 0.０１〜0.５０％、Ｎｉ 0.１０〜4.００％、Ｃｕ
0.０５〜3.００％、及びＣｒ 0.１０〜5.００％より
なる群から選ばれる少なくとも１種の元素と、(c) Ｍｏ
0.０５〜1.００％、及びＢ 0.０００５〜0.００５
０％よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素と、
(d) Ｎｂ 0.０１〜0.１０％、Ｖ 0.０１〜0.１０
％、Ｚｒ 0.０１〜0.１０％、及びＴａ 0.０１〜0.１
０％よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含
み、残部鉄及び不可避的不純物よりなり、マルテンサイ
ト、焼戻しマルテンサイト又はベイナイト組織のいずれ
か１種以上を体積率にて４０％以上含み、強度が９８０
Ｎ／ｍｍ2 以上である耐遅れ破壊特性にすぐれる超高強
度鋼板。
【００１１】更に、本発明によれば、上記（１）から
（３）の元素に加えて、下記の(e) 群元素と(f) 群元素
のいずれか一方か、又はいずれをも含む超高強度鋼板が
提供される。(e) 群元素は、Ａｌ 0.０５〜2.００％、
Ｗ 0.０５〜1.００％、及びＣｏ 0.１０〜5.００％
よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を示す。
（３）の元素に加えて、下記の(e) 群元素と(f) 群元素
のいずれか一方か、又はいずれをも含む超高強度鋼板が
提供される。(e) 群元素は、Ａｌ 0.０５〜2.００％、
Ｗ 0.０５〜1.００％、及びＣｏ 0.１０〜5.００％
よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を示す。
【００１２】また、(f) 群元素は、Ｃａ 0.００１〜0.
０１０％、Ｌａ 0.００１〜0.１００％、Ｃｅ 0.００
１〜0.１００％、及びミッシュメタル 0.００１〜0.１
００％よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を
示す。
０１０％、Ｌａ 0.００１〜0.１００％、Ｃｅ 0.００
１〜0.１００％、及びミッシュメタル 0.００１〜0.１
００％よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を
示す。
【００１３】また、本発明によれば、上述した元素を含
み、残部鉄及び不可避的不純物よりなり、耐遅れ破壊特
性にすぐれる超高強度鋼板の製造方法が提供される。即
ち、本発明によれば、上述した元素を含み、残部鉄及び
不可避的不純物よりる鋼スラブを１１００℃以上の温度
に加熱し、６００℃以下の温度で巻取る熱間圧延を行な
った後、酸洗し、スケールを除き、冷間圧延を行ない、
次いで、連続焼鈍を行なうに際して、８００℃以上、１
０００℃以下の範囲の温度にて均熱した後、３０℃／秒
以下の冷却速度にて、８００〜６００℃の範囲の温度ま
で徐冷し、次いで、この温度から７０℃／秒以上の冷却
速度にて、４００℃以下の温度まで冷却し、この後、再
加熱するか、又はそのまま、１５０〜４００℃の範囲の
温度で１〜２０分間加熱する焼戻し処理を行なうことに
よって、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト又はベ
イナイト組織のいずれか１種以上を体積率にて４０％以
上含み、強度９８０Ｎ／ｍｍ2 以上である耐遅れ破壊特
性にすぐれる超高強度鋼板の製造方法が提供される。
み、残部鉄及び不可避的不純物よりなり、耐遅れ破壊特
性にすぐれる超高強度鋼板の製造方法が提供される。即
ち、本発明によれば、上述した元素を含み、残部鉄及び
不可避的不純物よりる鋼スラブを１１００℃以上の温度
に加熱し、６００℃以下の温度で巻取る熱間圧延を行な
った後、酸洗し、スケールを除き、冷間圧延を行ない、
次いで、連続焼鈍を行なうに際して、８００℃以上、１
０００℃以下の範囲の温度にて均熱した後、３０℃／秒
以下の冷却速度にて、８００〜６００℃の範囲の温度ま
で徐冷し、次いで、この温度から７０℃／秒以上の冷却
速度にて、４００℃以下の温度まで冷却し、この後、再
加熱するか、又はそのまま、１５０〜４００℃の範囲の
温度で１〜２０分間加熱する焼戻し処理を行なうことに
よって、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト又はベ
イナイト組織のいずれか１種以上を体積率にて４０％以
上含み、強度９８０Ｎ／ｍｍ2 以上である耐遅れ破壊特
性にすぐれる超高強度鋼板の製造方法が提供される。
【００１４】
【発明の実施の形態】先ず、本発明による超高強度鋼板
における化学成分について説明する。Ｃは、鋼板中にマ
ルテンサイト等の所要の低温変態組織を生成し、鋼板を
高強度化するために必須の元素であり、特に、本発明に
従って、９８０Ｎ／ｍｍ2 以上の引張強度を得るために
は、少なくとも0.０８％の添加が必要である。しかし、
添加量が0.３０％を越えるときは、加工性を低下させた
り、或いは耐食性の劣化等が原因となって、耐水素脆化
特性の劣化が促進されることもある。特に、本発明にお
いては、鋼板の強度及び耐食性の観点から、Ｃ量は、0.
１１〜0.２０％の範囲がより好ましい。
における化学成分について説明する。Ｃは、鋼板中にマ
ルテンサイト等の所要の低温変態組織を生成し、鋼板を
高強度化するために必須の元素であり、特に、本発明に
従って、９８０Ｎ／ｍｍ2 以上の引張強度を得るために
は、少なくとも0.０８％の添加が必要である。しかし、
添加量が0.３０％を越えるときは、加工性を低下させた
り、或いは耐食性の劣化等が原因となって、耐水素脆化
特性の劣化が促進されることもある。特に、本発明にお
いては、鋼板の強度及び耐食性の観点から、Ｃ量は、0.
１１〜0.２０％の範囲がより好ましい。
【００１５】Ｓｉは、延性を劣化させることなく、鋼を
固溶強化すると共に、生成錆を緻密化して、腐食による
水素侵入を抑制するために有効な元素である。しかし、
添加量が1.０％以上であるときは、その効果が飽和する
のみならず、塗装性が低下する。そこで、本発明におい
ては、Ｓｉ量は1.０％未満とする。Ｍｎは、鋼の焼入性
を高める元素であって、連続焼鈍設備においてマルテン
サイトを安定に生成させるためには、1.５％以上の添加
が必要である。しかし、3.０％を越えるときは、その効
果が飽和するのみならず、偏析が大きくなり、組織が不
均一となり、加工性が低下するので、添加量は3.０％を
上限とする。
固溶強化すると共に、生成錆を緻密化して、腐食による
水素侵入を抑制するために有効な元素である。しかし、
添加量が1.０％以上であるときは、その効果が飽和する
のみならず、塗装性が低下する。そこで、本発明におい
ては、Ｓｉ量は1.０％未満とする。Ｍｎは、鋼の焼入性
を高める元素であって、連続焼鈍設備においてマルテン
サイトを安定に生成させるためには、1.５％以上の添加
が必要である。しかし、3.０％を越えるときは、その効
果が飽和するのみならず、偏析が大きくなり、組織が不
均一となり、加工性が低下するので、添加量は3.０％を
上限とする。
【００１６】Ｐは、鋼を強化し、延性を高めるためにも
有効な元素であるが、反面、粒界に偏析しやすく、粒界
強度を低下させるので、0.０２％以下とする。Ｓは、Ｍ
ｎ等と介在物を形成して、腐食発生の起点となり、耐遅
れ破壊特性を低下させると共に、曲げ加工性等を劣化さ
せるので、0.０１％以下に規制する。特に好ましくは、
0.００５％以下である。
有効な元素であるが、反面、粒界に偏析しやすく、粒界
強度を低下させるので、0.０２％以下とする。Ｓは、Ｍ
ｎ等と介在物を形成して、腐食発生の起点となり、耐遅
れ破壊特性を低下させると共に、曲げ加工性等を劣化さ
せるので、0.０１％以下に規制する。特に好ましくは、
0.００５％以下である。
【００１７】Ｔｉは、微細な炭化物を形成することによ
って、結晶粒の細粒化と粒成長抑制の効果とを有すると
共に、材料内での拡散性水素のトラップ・サイトとして
働いて、鋼素材の水素脆性感受性を低下させ、更には、
生成錆の緻密化の効果も有して、耐食性を向上させる。
これらの効果を有効に得るためには、少なくとも0.０１
％の添加が必要である。しかし、過多に添加するとき
は、炭化物が粗大となり、所定の強度を得ることができ
なくなるので、添加量の上限を0.５０％とする。特に、
本発明においては、Ｔｉの添加量は、0.０３〜0.２０％
の範囲が好ましい。
って、結晶粒の細粒化と粒成長抑制の効果とを有すると
共に、材料内での拡散性水素のトラップ・サイトとして
働いて、鋼素材の水素脆性感受性を低下させ、更には、
生成錆の緻密化の効果も有して、耐食性を向上させる。
これらの効果を有効に得るためには、少なくとも0.０１
％の添加が必要である。しかし、過多に添加するとき
は、炭化物が粗大となり、所定の強度を得ることができ
なくなるので、添加量の上限を0.５０％とする。特に、
本発明においては、Ｔｉの添加量は、0.０３〜0.２０％
の範囲が好ましい。
【００１８】Ｃｕは、生成錆を緻密化して、大気腐食環
境下における鋼の腐食速度を著しく低減する。また、Ｃ
ｕは、電気化学的に鉄よりも貴であるところから、上記
と共に、相乗的に鋼の耐食性を向上させる。これらの効
果を有効に得るには、少なくとも0.０５％の添加を必要
とする。しかし、他方において、Ｃｕは、熱間圧延時の
脆化を引き起こすおそれがあるので、添加量の上限を3.
００％とする。また、Ｃｕは、後述するように、熱間圧
延時の脆化を抑制するには、等量程度のＮｉと併せて添
加するのが好ましい。総合的に実用上の観点に立てば、
特に、Ｃｕの添加量は、0.２０〜2.００％の範囲が好ま
しい。
境下における鋼の腐食速度を著しく低減する。また、Ｃ
ｕは、電気化学的に鉄よりも貴であるところから、上記
と共に、相乗的に鋼の耐食性を向上させる。これらの効
果を有効に得るには、少なくとも0.０５％の添加を必要
とする。しかし、他方において、Ｃｕは、熱間圧延時の
脆化を引き起こすおそれがあるので、添加量の上限を3.
００％とする。また、Ｃｕは、後述するように、熱間圧
延時の脆化を抑制するには、等量程度のＮｉと併せて添
加するのが好ましい。総合的に実用上の観点に立てば、
特に、Ｃｕの添加量は、0.２０〜2.００％の範囲が好ま
しい。
【００１９】Ｎｉは、0.１％以上を添加することによっ
て、生成錆の緻密化により、鋼の耐食性を向上させる効
果を有する。しかし、過多に添加するときは、残留オー
ステナイトの増加による引張強度の低下原因となるこ
と、及び上述したように、Ｃｕと等量程度添加すること
によって、熱間圧延時の脆化を抑制することができるこ
とから、添加量の上限を4.００％とする。また、Ｎｉ
は、高価な金属であり、経済性の点から考慮すれば、よ
り好ましい添加範囲は、0.２０〜2.００％の範囲であ
る。
て、生成錆の緻密化により、鋼の耐食性を向上させる効
果を有する。しかし、過多に添加するときは、残留オー
ステナイトの増加による引張強度の低下原因となるこ
と、及び上述したように、Ｃｕと等量程度添加すること
によって、熱間圧延時の脆化を抑制することができるこ
とから、添加量の上限を4.００％とする。また、Ｎｉ
は、高価な金属であり、経済性の点から考慮すれば、よ
り好ましい添加範囲は、0.２０〜2.００％の範囲であ
る。
【００２０】Ｃｒは、鋼の焼入れ性を向上させると共
に、生成錆を緻密化することによって、鋼の耐食性を向
上させる。このような効果を有効に得るためには、少な
くとも0.１０％の添加が必要である。しかし、過多に添
加するときは、焼入れ焼戻し後の靱性の低下の原因とな
り、更には、腐食形態の局在化（孔食性）を促進し、引
張応力の集中による水素脆化割れの原因となるおそれが
あるので、添加量の上限は5.００％とする。特に、耐食
性及び靱性の観点から、本発明においては、添加量は、
1.５〜3.５％の範囲が好ましい。
に、生成錆を緻密化することによって、鋼の耐食性を向
上させる。このような効果を有効に得るためには、少な
くとも0.１０％の添加が必要である。しかし、過多に添
加するときは、焼入れ焼戻し後の靱性の低下の原因とな
り、更には、腐食形態の局在化（孔食性）を促進し、引
張応力の集中による水素脆化割れの原因となるおそれが
あるので、添加量の上限は5.００％とする。特に、耐食
性及び靱性の観点から、本発明においては、添加量は、
1.５〜3.５％の範囲が好ましい。
【００２１】Ｍｏ及びＢは、焼入れ性を向上させるのに
有効な元素であり、これらの元素を添加することによっ
て、耐遅れ破壊特性を劣化させるＣ量を増加させること
なく、より高強度の鋼を得ることができる。また、これ
らの元素を添加することによって、同一強度の鋼板を得
るのであれば、Ｃ量を低減することができ、これによっ
て、耐遅れ破壊特性を向上させることができると共に、
後述するように、一次冷却停止温度を下げることが可能
となるので、二次冷却時の熱歪みや変態歪みによる形状
不良をも小さくすることができる。
有効な元素であり、これらの元素を添加することによっ
て、耐遅れ破壊特性を劣化させるＣ量を増加させること
なく、より高強度の鋼を得ることができる。また、これ
らの元素を添加することによって、同一強度の鋼板を得
るのであれば、Ｃ量を低減することができ、これによっ
て、耐遅れ破壊特性を向上させることができると共に、
後述するように、一次冷却停止温度を下げることが可能
となるので、二次冷却時の熱歪みや変態歪みによる形状
不良をも小さくすることができる。
【００２２】このような効果を有効に得るためには、Ｍ
ｏは、少なくとも0.０５％の添加が必要である。しか
し、過多に添加するときは、延性を低下をもたらすと共
に、Ｍｏは高価な元素であるから、添加量の上限は、1.
００％とする。Ｂについては、上記効果を有効に得るた
めには、少なくとも0.０００５％の添加が必要である。
しかし、過多に添加しても、その効果が飽和するので、
添加量の上限は、0.００５０％とする。
ｏは、少なくとも0.０５％の添加が必要である。しか
し、過多に添加するときは、延性を低下をもたらすと共
に、Ｍｏは高価な元素であるから、添加量の上限は、1.
００％とする。Ｂについては、上記効果を有効に得るた
めには、少なくとも0.０００５％の添加が必要である。
しかし、過多に添加しても、その効果が飽和するので、
添加量の上限は、0.００５０％とする。
【００２３】Ｎｂ、Ｖ、Ｚｒ及びＴａは、いずれも、Ｔ
ｉと同様に、鋼中で微細な炭窒化物を形成して、結晶粒
を微細化させ、鋼の降伏強度を高めると共に、大気等の
腐食環境中から鋼中に侵入する拡散性水素のトラップ・
サイトとして働き、耐遅れ破壊特性を向上させるのに有
効である。このような効果を有効に得るためには、それ
ぞれの元素について、0.０１０％以上の添加が必要であ
る。しかし、それぞれの元素について、0.１％を超えて
過多に添加するときは、鋼の延性を損なうのみならず、
鋼の製造費用を高価にする。
ｉと同様に、鋼中で微細な炭窒化物を形成して、結晶粒
を微細化させ、鋼の降伏強度を高めると共に、大気等の
腐食環境中から鋼中に侵入する拡散性水素のトラップ・
サイトとして働き、耐遅れ破壊特性を向上させるのに有
効である。このような効果を有効に得るためには、それ
ぞれの元素について、0.０１０％以上の添加が必要であ
る。しかし、それぞれの元素について、0.１％を超えて
過多に添加するときは、鋼の延性を損なうのみならず、
鋼の製造費用を高価にする。
【００２４】Ａｌは、通常、脱酸剤として用いられる
が、このほかに、Ａｌは、生成錆の緻密化によって、鋼
の耐食性を向上させる効果もある。この効果を有効に得
るには、0.０５％以上の添加が必要であるが、他方、過
多に添加するときは、鋼の加工性を低下させるので、添
加量の上限を2.００％とする。特に、本発明によれば、
添加量は、0.１５〜1.００％の添加が好ましい。
が、このほかに、Ａｌは、生成錆の緻密化によって、鋼
の耐食性を向上させる効果もある。この効果を有効に得
るには、0.０５％以上の添加が必要であるが、他方、過
多に添加するときは、鋼の加工性を低下させるので、添
加量の上限を2.００％とする。特に、本発明によれば、
添加量は、0.１５〜1.００％の添加が好ましい。
【００２５】Ｗは、水溶液中で溶解して生じたタングス
テン酸イオンの吸着作用によって、耐孔食性を高める効
果にすぐれる。この効果を有効に得るには、少なくとも
0.０５％の添加が必要である。しかし、1.００％を越え
て過多に添加しても、その効果が飽和するのみであるの
で、上限を1.００％とする。Ｃｏは、固溶強化元素であ
り、しかも、靱性を劣化させない特性を有し、更には、
耐食性を高める効果も有している。これらの効果を有効
に得るには、0.１０％以上の添加が必要であり、特に、
1.０％以上の添加が好ましい。しかし、Ｃｏは、高価な
元素であるので、添加量の上限を5.００％とし、好まし
くは、5.００％とする。
テン酸イオンの吸着作用によって、耐孔食性を高める効
果にすぐれる。この効果を有効に得るには、少なくとも
0.０５％の添加が必要である。しかし、1.００％を越え
て過多に添加しても、その効果が飽和するのみであるの
で、上限を1.００％とする。Ｃｏは、固溶強化元素であ
り、しかも、靱性を劣化させない特性を有し、更には、
耐食性を高める効果も有している。これらの効果を有効
に得るには、0.１０％以上の添加が必要であり、特に、
1.０％以上の添加が好ましい。しかし、Ｃｏは、高価な
元素であるので、添加量の上限を5.００％とし、好まし
くは、5.００％とする。
【００２６】Ｃａは、一般に、ＭｎＳ等の介在物を球状
化すると共に、これらを分解させて、鋼の靱性を向上さ
せる効果を有する。更に、Ｃａは、マトリックス中に固
溶させることによって、粒界破壊を防止して、水素脆化
を抑制する効果を有する。また、後述するＬａやＣｅと
同様に、Ｃａは、耐食性を向上させる効果をも有する。
これらの効果を有効に得るには、少なくとも0.００１％
を添加することが必要であり、特に、0.００３％以上を
添加することが好ましい。しかし、Ｃａは、過多に添加
するときは、Ｃａ系の粗大な介在物を生成して、加工性
を低下させるので、添加量の上限を0.０１０％とする。
化すると共に、これらを分解させて、鋼の靱性を向上さ
せる効果を有する。更に、Ｃａは、マトリックス中に固
溶させることによって、粒界破壊を防止して、水素脆化
を抑制する効果を有する。また、後述するＬａやＣｅと
同様に、Ｃａは、耐食性を向上させる効果をも有する。
これらの効果を有効に得るには、少なくとも0.００１％
を添加することが必要であり、特に、0.００３％以上を
添加することが好ましい。しかし、Ｃａは、過多に添加
するときは、Ｃａ系の粗大な介在物を生成して、加工性
を低下させるので、添加量の上限を0.０１０％とする。
【００２７】Ｌａ、Ｃｅ及びミッシュメタルは、いずれ
も、鋼が腐食する際に、水溶液中に溶解して、アルカリ
性の水酸化物を生成し、かくして、腐食表面での鉄イオ
ンの溶出に伴う加水分解反応によって、酸性化を中和、
抑制する作用があり、これによって耐食性を向上させ
る。腐食反応による局所的な酸性化は、単に、腐食、即
ち、遅れ破壊の原因となる水素発生反応を促進するのみ
ならず、亀裂の発生を促す応力集中のもととなる孔食の
生成を促進するので、これら元素及びミッシュメタルの
添加は、平均的な腐食速度を低減すると共に、耐孔食性
の向上の効果も有する。
も、鋼が腐食する際に、水溶液中に溶解して、アルカリ
性の水酸化物を生成し、かくして、腐食表面での鉄イオ
ンの溶出に伴う加水分解反応によって、酸性化を中和、
抑制する作用があり、これによって耐食性を向上させ
る。腐食反応による局所的な酸性化は、単に、腐食、即
ち、遅れ破壊の原因となる水素発生反応を促進するのみ
ならず、亀裂の発生を促す応力集中のもととなる孔食の
生成を促進するので、これら元素及びミッシュメタルの
添加は、平均的な腐食速度を低減すると共に、耐孔食性
の向上の効果も有する。
【００２８】このような耐食性向上の効果を有効に発揮
させるには、これら元素又はミッシュメタルは、いずれ
についても、0.００１％以上の添加が必要であるが、し
かし、過多に添加するときは、酸化物系介在物を増加さ
せて、加工性を低下させると共に、製鋼中、炉壁の溶損
を招くおそれもあるので、添加量は、いずれの元素及び
ミッシュメタルについても、上限を0.１００％とする。
させるには、これら元素又はミッシュメタルは、いずれ
についても、0.００１％以上の添加が必要であるが、し
かし、過多に添加するときは、酸化物系介在物を増加さ
せて、加工性を低下させると共に、製鋼中、炉壁の溶損
を招くおそれもあるので、添加量は、いずれの元素及び
ミッシュメタルについても、上限を0.１００％とする。
【００２９】高強度鋼の遅れ破壊は、現象的には、鋼中
に侵入した拡散性水素が引張応力勾配に従ってある箇所
に局所的に集中し、その箇所において、鋼が水素脆化割
れを起こすことであるとみられる。水素脆化割れは、面
圧説、鉄原子間の凝集力低下説等の種々の機構が提案さ
れているものの、未だ、明確には解明されてないが、水
素の吸収しやすさ、拡散しやすさ、及び鋼自身の水素脆
化感受性の３つの要因が相互に関連した現象であると理
解される。
に侵入した拡散性水素が引張応力勾配に従ってある箇所
に局所的に集中し、その箇所において、鋼が水素脆化割
れを起こすことであるとみられる。水素脆化割れは、面
圧説、鉄原子間の凝集力低下説等の種々の機構が提案さ
れているものの、未だ、明確には解明されてないが、水
素の吸収しやすさ、拡散しやすさ、及び鋼自身の水素脆
化感受性の３つの要因が相互に関連した現象であると理
解される。
【００３０】従って、水素脆化の対策として、素材側か
らは、（１）水素の侵入経路を遮ること、（２）水素の
鋼中での拡散と引張応力部への集中を抑制すること、
（３）鋼自身の水素脆化性感受性を低くすることの３つ
の対策が有効であると考えられる。従来、水素脆化の対
策としては、（２）及び（３）によるものが多いが、本
発明は（２）及び（３）に加えて、（１）の対策にも着
目したものである。
らは、（１）水素の侵入経路を遮ること、（２）水素の
鋼中での拡散と引張応力部への集中を抑制すること、
（３）鋼自身の水素脆化性感受性を低くすることの３つ
の対策が有効であると考えられる。従来、水素脆化の対
策としては、（２）及び（３）によるものが多いが、本
発明は（２）及び（３）に加えて、（１）の対策にも着
目したものである。
【００３１】即ち、通常の使用環境における鋼の水素吸
蔵は、鋼が腐食する際、カソード反応により生じた水素
がガス化せずに、鋼中に侵入することに起因するので、
本発明に従って、鋼の耐食性を向上させ、水素吸蔵を防
止することによって、（１）の対策を実行することがで
きる。また、耐食性の向上の別の側面としては、本発明
に従って、不均一腐食を抑制することにより、材料表面
における応力集中を避けることができ、もって、上記
（２）の対策とすることができる。一方、（３）の鋼自
身の水素脆化感受性の低下に関しては、粒界偏析元素の
含有量を低減すること、或いは結晶粒の微細化等によっ
て対応することができる。
蔵は、鋼が腐食する際、カソード反応により生じた水素
がガス化せずに、鋼中に侵入することに起因するので、
本発明に従って、鋼の耐食性を向上させ、水素吸蔵を防
止することによって、（１）の対策を実行することがで
きる。また、耐食性の向上の別の側面としては、本発明
に従って、不均一腐食を抑制することにより、材料表面
における応力集中を避けることができ、もって、上記
（２）の対策とすることができる。一方、（３）の鋼自
身の水素脆化感受性の低下に関しては、粒界偏析元素の
含有量を低減すること、或いは結晶粒の微細化等によっ
て対応することができる。
【００３２】本発明は、このように、超高強度鋼の耐遅
れ破壊特性を向上させるための添加元素を鋭意検討した
結果、上述したような所定の元素を用いることによっ
て、引張強度９８０Ｎ／ｍｍ2 以上でありながら、耐遅
れ破壊特性にすぐれる超高強度鋼板を得ることに成功し
たものである。このような本発明による超高強度鋼板
は、特に、自動車のドアの補強部材等に用いるために加
工されて、高い残留応力が存在する場合においても、耐
遅れ破壊が起こり難い特徴を有するものである。
れ破壊特性を向上させるための添加元素を鋭意検討した
結果、上述したような所定の元素を用いることによっ
て、引張強度９８０Ｎ／ｍｍ2 以上でありながら、耐遅
れ破壊特性にすぐれる超高強度鋼板を得ることに成功し
たものである。このような本発明による超高強度鋼板
は、特に、自動車のドアの補強部材等に用いるために加
工されて、高い残留応力が存在する場合においても、耐
遅れ破壊が起こり難い特徴を有するものである。
【００３３】次に、本発明による耐遅れ破壊特性にすぐ
れる超高強度鋼板の製造方法について説明する。本発明
の方法によれば、先ず、上述した化学成分を有する鋼ス
ラブを加熱温度１１００℃以上、巻取温度６００℃以下
の条件にて、常法に従って、熱間圧延を行なう。スラブ
加熱においては、本発明におけるような高強度鋼では、
熱間圧延時の圧延荷重が高くなる傾向があるので、圧延
温度が低くなりすぎないようにすることが好ましく、そ
こで、鋼スラブの加熱温度を１１００℃以上とする。こ
の場合、連続鋳造片をそのまま圧延する直接圧延や軽加
熱や、スラブを冷却した後に再加熱を行なう方法等、加
熱方法は、特に、限定されるものではない。しかし、加
熱温度を１３００℃を越える温度とすることは、徒に熱
エネルギー費用を要するのみであり、特に、利点もな
い。鋼スラブの熱間圧延は、常法によって行なえばよ
く、仕上圧延は８００℃又はそれ以上の温度で行なえば
よい。
れる超高強度鋼板の製造方法について説明する。本発明
の方法によれば、先ず、上述した化学成分を有する鋼ス
ラブを加熱温度１１００℃以上、巻取温度６００℃以下
の条件にて、常法に従って、熱間圧延を行なう。スラブ
加熱においては、本発明におけるような高強度鋼では、
熱間圧延時の圧延荷重が高くなる傾向があるので、圧延
温度が低くなりすぎないようにすることが好ましく、そ
こで、鋼スラブの加熱温度を１１００℃以上とする。こ
の場合、連続鋳造片をそのまま圧延する直接圧延や軽加
熱や、スラブを冷却した後に再加熱を行なう方法等、加
熱方法は、特に、限定されるものではない。しかし、加
熱温度を１３００℃を越える温度とすることは、徒に熱
エネルギー費用を要するのみであり、特に、利点もな
い。鋼スラブの熱間圧延は、常法によって行なえばよ
く、仕上圧延は８００℃又はそれ以上の温度で行なえば
よい。
【００３４】巻取は、表面のスケールの除去性を考慮
し、６００℃以下の温度で行なう。しかし、余りに低い
ときは、冷間圧延性を低下させるので、巻取温度の下限
は３００℃が好ましい。このようにして得られる熱延鋼
板を常法に従って、酸洗し、研削、ショット・ブラスト
等の手段によって、表面のスケールを除いた後、冷間圧
延し、この後、これを連続焼鈍する。
し、６００℃以下の温度で行なう。しかし、余りに低い
ときは、冷間圧延性を低下させるので、巻取温度の下限
は３００℃が好ましい。このようにして得られる熱延鋼
板を常法に従って、酸洗し、研削、ショット・ブラスト
等の手段によって、表面のスケールを除いた後、冷間圧
延し、この後、これを連続焼鈍する。
【００３５】本発明によれば、連続焼鈍によって、加熱
時に、一部又は全体をオーステナイト変態させ、その後
の冷却によって、これらをマルテンサイト変態させる。
本発明によれば、このマルテンサイトの量と合金元素の
量とによって、所望の強度を得ることができる。従っ
て、本発明においては、連続焼鈍において、加熱温度は
８００℃以上、１０００℃以下とする。連続焼鈍後の冷
却処理によってマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト
又はベイナイト等の所要の低温変態組織を得るために、
加熱時にオーステナイトを析出させることが必要であ
り、そのために加熱温度をＡc1点以上とする。しかし、
１０００℃を越える温度としても、特に、利点なく、エ
ネルギー費用が嵩むのみである。
時に、一部又は全体をオーステナイト変態させ、その後
の冷却によって、これらをマルテンサイト変態させる。
本発明によれば、このマルテンサイトの量と合金元素の
量とによって、所望の強度を得ることができる。従っ
て、本発明においては、連続焼鈍において、加熱温度は
８００℃以上、１０００℃以下とする。連続焼鈍後の冷
却処理によってマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト
又はベイナイト等の所要の低温変態組織を得るために、
加熱時にオーステナイトを析出させることが必要であ
り、そのために加熱温度をＡc1点以上とする。しかし、
１０００℃を越える温度としても、特に、利点なく、エ
ネルギー費用が嵩むのみである。
【００３６】このような連続焼鈍の後、３０℃／秒以下
の冷却速度にて、８００〜６００℃の範囲の温度まで徐
冷（一次冷却）し、次いで、この温度から急冷（二次冷
却）する。上記徐冷温度が３０℃／秒よりも速いとき
は、フェライト量を制御し難く、所定の強度を安定して
得ることができない。上記徐冷の際の冷却速度の下限
は、生産性を考慮すれば、通常、５℃／秒である。ま
た、上記急冷時の冷却速度は、マルテンサイト等の低温
変態を起こさせるために、７０℃／秒以上が必要であ
り、このような冷却速度にて４００℃以下まで冷却し
て、マルテンサイト等の変態を起こさせる。急冷開始温
度が６００℃よりも低いときは、急冷開始までにオース
テナイトからフェライトの変態が進み、体積率にて４０
％以上のマルテンサイト等の所要の低温変態組織を得る
ことが困難である。他方、急冷開始温度が８００℃より
も高いときは、得られる鋼板の形状性が低下するので好
ましくない。急冷速度は、特に限定されるものではない
が、通常、工業的には水焼入れによる冷却速度（１００
０〜２０００℃／秒）が上限である。
の冷却速度にて、８００〜６００℃の範囲の温度まで徐
冷（一次冷却）し、次いで、この温度から急冷（二次冷
却）する。上記徐冷温度が３０℃／秒よりも速いとき
は、フェライト量を制御し難く、所定の強度を安定して
得ることができない。上記徐冷の際の冷却速度の下限
は、生産性を考慮すれば、通常、５℃／秒である。ま
た、上記急冷時の冷却速度は、マルテンサイト等の低温
変態を起こさせるために、７０℃／秒以上が必要であ
り、このような冷却速度にて４００℃以下まで冷却し
て、マルテンサイト等の変態を起こさせる。急冷開始温
度が６００℃よりも低いときは、急冷開始までにオース
テナイトからフェライトの変態が進み、体積率にて４０
％以上のマルテンサイト等の所要の低温変態組織を得る
ことが困難である。他方、急冷開始温度が８００℃より
も高いときは、得られる鋼板の形状性が低下するので好
ましくない。急冷速度は、特に限定されるものではない
が、通常、工業的には水焼入れによる冷却速度（１００
０〜２０００℃／秒）が上限である。
【００３７】本発明による鋼板は、マルテンサイト、焼
戻しマルテンサイト又はベイナイト組織のいずれか１種
以上の低温変態組織を体積率にて４０％以上を有し、す
べての組織が低温変態生成物であってもよい。低温変態
組織が４０％よりも少ないときは、所望の強度を得るた
めに必要な合金元素の量が増し、製造費用が高くなる。
戻しマルテンサイト又はベイナイト組織のいずれか１種
以上の低温変態組織を体積率にて４０％以上を有し、す
べての組織が低温変態生成物であってもよい。低温変態
組織が４０％よりも少ないときは、所望の強度を得るた
めに必要な合金元素の量が増し、製造費用が高くなる。
【００３８】次いで、焼入れた組織がマルテンサイトで
あるときは、その加工性を向上し、例えば、パイプ等に
支障なく容易に加工することができるように、上述した
ような連続焼鈍後に再加熱し、又は連続焼鈍からそのま
ま、１５０〜４００℃の範囲の温度にて焼戻し処理を行
なう。焼戻し処理を４００℃以上の温度で行なうこと
は、再加熱のために製造費用を高めるのみならず、特
に、有用な効果を得ることができない。
あるときは、その加工性を向上し、例えば、パイプ等に
支障なく容易に加工することができるように、上述した
ような連続焼鈍後に再加熱し、又は連続焼鈍からそのま
ま、１５０〜４００℃の範囲の温度にて焼戻し処理を行
なう。焼戻し処理を４００℃以上の温度で行なうこと
は、再加熱のために製造費用を高めるのみならず、特
に、有用な効果を得ることができない。
【００３９】
【実施例】以下に実施例を挙げて本発明を説明するが、
本発明はこれら実施例により何ら限定されるものではな
い。
本発明はこれら実施例により何ら限定されるものではな
い。
【００４０】実施例１ 表１から１３に示す鋼を１２００℃に加熱して、仕上温
度８００℃にて板厚3.０ｍｍに熱間圧延し、５６０℃で
巻き取った。これを酸洗した後、板厚1.８ｍｍまで冷間
圧延した。その後、８５０℃で２分間保持し、７５０℃
まで強制空冷し、この温度から水焼入れを行ない、焼戻
し処理を行なった。焼戻し条件は、１８０〜４００℃の
温度で加熱時間８分として、引張強さが９８０Ｎ／ｍｍ
2 以上の鋼板を得た。
度８００℃にて板厚3.０ｍｍに熱間圧延し、５６０℃で
巻き取った。これを酸洗した後、板厚1.８ｍｍまで冷間
圧延した。その後、８５０℃で２分間保持し、７５０℃
まで強制空冷し、この温度から水焼入れを行ない、焼戻
し処理を行なった。焼戻し条件は、１８０〜４００℃の
温度で加熱時間８分として、引張強さが９８０Ｎ／ｍｍ
2 以上の鋼板を得た。
【００４１】以下の表中、低温変態生成物の欄におい
て、Ｍはマルテンサイト、Ｍｔは焼戻しマルテンサイ
ト、Ｂはベイナイト、Ｐはパーライトを示す。
て、Ｍはマルテンサイト、Ｍｔは焼戻しマルテンサイ
ト、Ｂはベイナイト、Ｐはパーライトを示す。
【００４２】
【表１】
【００４３】
【表２】
【００４４】
【表３】
【００４５】
【表４】
【００４６】
【表５】
【００４７】
【表６】
【００４８】
【表７】
【００４９】
【表８】
【００５０】
【表９】
【００５１】
【表１０】
【００５２】
【表１１】
【００５３】
【表１２】
【００５４】
【表１３】
【００５５】このようにして得られた鋼板について、次
のようにして、耐遅れ破壊特性を調べた。即ち、鋼板を
機械加工により２０ｍｍ幅、長さ１００ｍｍに切り出
し、この試料を板長手方向の中央部で曲率半径１０ｍｍ
のＵ字曲げ加工し、板端部近傍でボルト締めを行なっ
て、曲げ外側の表面に１０００Ｎ／ｍｍ2 の曲げ応力を
付与した試験片とした。ここに、ボルトと試験片との間
のガルバニック腐食を避けるため、ボルトは、フッ素樹
脂（ポリテトラフルオロエチレン樹脂）製のチューブで
被覆し、絶縁した。また、試験片としては、すべて裸材
を用いた。
のようにして、耐遅れ破壊特性を調べた。即ち、鋼板を
機械加工により２０ｍｍ幅、長さ１００ｍｍに切り出
し、この試料を板長手方向の中央部で曲率半径１０ｍｍ
のＵ字曲げ加工し、板端部近傍でボルト締めを行なっ
て、曲げ外側の表面に１０００Ｎ／ｍｍ2 の曲げ応力を
付与した試験片とした。ここに、ボルトと試験片との間
のガルバニック腐食を避けるため、ボルトは、フッ素樹
脂（ポリテトラフルオロエチレン樹脂）製のチューブで
被覆し、絶縁した。また、試験片としては、すべて裸材
を用いた。
【００５６】試験環境は、塩水噴霧試験（ＪＩＳ Ｚ
２３７１）を１２時間行なった後、これを１２時間放置
することを１サイクルとするサイクル試験と、0.１Ｎ塩
酸浸漬試験（３０℃）との２種とし、上記Ｕ字曲げ試験
片の割れサイクル数及び割れ時間を測定することによっ
て、鋼の耐遅れ破壊特性を評価した。結果を図１及び図
２に示すように、本発明による鋼では、いずれの試験に
おいても、割れ発生が起こるまでの時間が著しく長なっ
ており、本発明鋼が耐遅れ破壊特性にすぐれることが理
解される。
２３７１）を１２時間行なった後、これを１２時間放置
することを１サイクルとするサイクル試験と、0.１Ｎ塩
酸浸漬試験（３０℃）との２種とし、上記Ｕ字曲げ試験
片の割れサイクル数及び割れ時間を測定することによっ
て、鋼の耐遅れ破壊特性を評価した。結果を図１及び図
２に示すように、本発明による鋼では、いずれの試験に
おいても、割れ発生が起こるまでの時間が著しく長なっ
ており、本発明鋼が耐遅れ破壊特性にすぐれることが理
解される。
【００５７】実施例２ 表１４に示す化学成分を有する鋼を用いて表１４及び表
１５に示す条件にて高強度鋼板を製造した。得られた鋼
板の強度及び耐遅れ破壊特性を表１５に示す。表１５に
おいて、耐遅れ破壊特性の評価は実施例１と同様にして
行なった。
１５に示す条件にて高強度鋼板を製造した。得られた鋼
板の強度及び耐遅れ破壊特性を表１５に示す。表１５に
おいて、耐遅れ破壊特性の評価は実施例１と同様にして
行なった。
【００５８】
【表１４】
【００５９】
【表１５】
【００６０】
【発明の効果】以上のように、本発明による超高強度鋼
板は、９８０Ｎ／ｍｍ2 以上の引張強度を有しながら、
同時に、すぐれた耐遅れ破壊特性有しており、従って、
このような超高強度鋼板は、例えば、自動車のバンパー
やドアの補強部材の軽量化のために好適に用いることが
できる。
板は、９８０Ｎ／ｍｍ2 以上の引張強度を有しながら、
同時に、すぐれた耐遅れ破壊特性有しており、従って、
このような超高強度鋼板は、例えば、自動車のバンパー
やドアの補強部材の軽量化のために好適に用いることが
できる。
【図１】は、本発明による高強度鋼板と比較例としての
鋼板について、それぞれの耐遅れ破壊特性を示すグラフ
である。図中、添数字は、表中の鋼種番号を示す。
鋼板について、それぞれの耐遅れ破壊特性を示すグラフ
である。図中、添数字は、表中の鋼種番号を示す。
【図２】は、本発明による高強度鋼板と比較例としての
鋼板について、それぞれの耐遅れ破壊特性を示すグラフ
である。す。
鋼板について、それぞれの耐遅れ破壊特性を示すグラフ
である。す。
フロントページの続き (72)発明者 中山 武典 兵庫県神戸市西区高塚台１丁目５番５号 株式会社神戸製鋼所神戸総合技術研究所内 (72)発明者 岩田 多加志 兵庫県神戸市西区高塚台１丁目５番５号 株式会社神戸製鋼所神戸総合技術研究所内
Claims (24)
- 【請求項１】重量％にて(a) Ｃ 0.０８〜0.３０％、 Ｓｉ 1.０％未満、 Ｍｎ 1.５〜3.０％、 Ｐ 0.０２％以下、及びＳ 0.０１％以下と共に、
(b) Ｔｉ 0.０１〜0.５０％、 Ｎｉ 0.１０〜4.００％、 Ｃｕ 0.０５〜3.００％、及びＣｒ 0.１０〜5.００％
よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素と、(c)
Ｍｏ 0.０５〜1.００％、及びＢ 0.０００５〜0.０
０５０％よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素
を含み、残部鉄及び不可避的不純物よりなり、マルテン
サイト、焼戻しマルテンサイト又はベイナイト組織のい
ずれか１種以上を体積率にて４０％以上含み、強度が９
８０Ｎ／ｍｍ2 以上である耐遅れ破壊特性にすぐれる超
高強度鋼板。 - 【請求項２】重量％にて(a) Ｃ 0.０８〜0.３０％、 Ｓｉ 1.０％未満、 Ｍｎ 1.５〜3.０％、 Ｐ 0.０２％以下、及びＳ 0.０１％以下と共に、
(b) Ｔｉ 0.０１〜0.５０％、 Ｎｉ 0.１０〜4.００％、 Ｃｕ 0.０５〜3.００％、及びＣｒ 0.１０〜5.００％
よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素と、(d)
Ｎｂ 0.０１〜0.１０％、 Ｖ 0.０１〜0.１０％、 Ｚｒ 0.０１〜0.１０％、及びＴａ 0.０１〜0.１０％
よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含み、
残部鉄及び不可避的不純物よりなり、マルテンサイト、
焼戻しマルテンサイト又はベイナイト組織のいずれか１
種以上を体積率にて４０％以上含み、強度が９８０Ｎ／
ｍｍ2 以上である耐遅れ破壊特性にすぐれる超高強度鋼
板。 - 【請求項３】重量％にて(a) Ｃ 0.０８〜0.３０％、 Ｓｉ 1.０％未満、 Ｍｎ 1.５〜3.０％、 Ｐ 0.０２％以下、及びＳ 0.０１％以下と共に、
(b) Ｔｉ 0.０１〜0.５０％、 Ｎｉ 0.１０〜4.００％、 Ｃｕ 0.０５〜3.００％、及びＣｒ 0.１０〜5.００％
よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素と、(c)
Ｍｏ 0.０５〜1.００％、及びＢ 0.０００５〜0.０
０５０％よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素
と、(d) Ｎｂ 0.０１〜0.１０％、 Ｖ 0.０１〜0.１０％、 Ｚｒ 0.０１〜0.１０％、及びＴａ 0.０１〜0.１０％
よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含み、
残部鉄及び不可避的不純物よりなり、マルテンサイト、
焼戻しマルテンサイト又はベイナイト組織のいずれか１
種以上を体積率にて４０％以上含み、強度が９８０Ｎ／
ｍｍ2 以上である耐遅れ破壊特性にすぐれる超高強度鋼
板。 - 【請求項４】重量％にて(a) Ｃ 0.０８〜0.３０％、 Ｓｉ 1.０％未満、 Ｍｎ 1.５〜3.０％、 Ｐ 0.０２％以下、及びＳ 0.０１％以下と共に、
(b) Ｔｉ 0.０１〜0.５０％、 Ｎｉ 0.１０〜4.００％、 Ｃｕ 0.０５〜3.００％、及びＣｒ 0.１０〜5.００％
よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素と、(c)
Ｍｏ 0.０５〜1.００％、及びＢ 0.０００５〜0.０
０５０％よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素
と、(e) Ａｌ 0.０５〜2.００％、 Ｗ 0.０５〜1.００％、及びＣｏ 0.１０〜5.００％
よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含み、
残部鉄及び不可避的不純物よりなり、マルテンサイト、
焼戻しマルテンサイト又はベイナイト組織のいずれか１
種以上を体積率にて４０％以上含み、強度が９８０Ｎ／
ｍｍ2 以上である耐遅れ破壊特性にすぐれる超高強度鋼
板。 - 【請求項５】重量％にて(a) Ｃ 0.０８〜0.３０％、 Ｓｉ 1.０％未満、 Ｍｎ 1.５〜3.０％、 Ｐ 0.０２％以下、及びＳ 0.０１％以下と共に、
(b) Ｔｉ 0.０１〜0.５０％、 Ｎｉ 0.１０〜4.００％、 Ｃｕ 0.０５〜3.００％、及びＣｒ 0.１０〜5.００％
よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素と、(c)
Ｍｏ 0.０５〜1.００％、及びＢ 0.０００５〜0.０
０５０％よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素
と、(f) Ｃａ 0.００１〜0.０１０％、 Ｌａ 0.００１〜0.１００％、 Ｃｅ 0.００１〜0.１００％、及びミッシュメタル 0.
００１〜0.１００％よりなる群から選ばれる少なくとも
１種の元素を含み、残部鉄及び不可避的不純物よりな
り、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト又はベイナ
イト組織のいずれか１種以上を体積率にて４０％以上含
み、強度が９８０Ｎ／ｍｍ2 以上である耐遅れ破壊特性
にすぐれる超高強度鋼板。 - 【請求項６】重量％にて(a) Ｃ 0.０８〜0.３０％、 Ｓｉ 1.０％未満、 Ｍｎ 1.５〜3.０％、 Ｐ 0.０２％以下、及びＳ 0.０１％以下と共に、
(b) Ｔｉ 0.０１〜0.５０％、 Ｎｉ 0.１０〜4.００％、 Ｃｕ 0.０５〜3.００％、及びＣｒ 0.１０〜5.００％
よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素と、(c)
Ｍｏ 0.０５〜1.００％、及びＢ 0.０００５〜0.０
０５０％よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素
と、(e) Ａｌ 0.０５〜2.００％、 Ｗ 0.０５〜1.００％、及びＣｏ 0.１０〜5.００％
よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素と、(f)
Ｃａ 0.００１〜0.０１０％、 Ｌａ 0.００１〜0.１００％、 Ｃｅ 0.００１〜0.１００％、及びミッシュメタル 0.
００１〜0.１００％よりなる群から選ばれる少なくとも
１種の元素を含み、残部鉄及び不可避的不純物よりな
り、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト又はベイナ
イト組織のいずれか１種以上を体積率にて４０％以上含
み、強度が９８０Ｎ／ｍｍ2 以上である耐遅れ破壊特性
にすぐれる超高強度鋼板。 - 【請求項７】重量％にて(a) Ｃ 0.０８〜0.３０％、 Ｓｉ 1.０％未満、 Ｍｎ 1.５〜3.０％、 Ｐ 0.０２％以下、及びＳ 0.０１％以下と共に、
(b) Ｔｉ 0.０１〜0.５０％、 Ｎｉ 0.１０〜4.００％、 Ｃｕ 0.０５〜3.００％、及びＣｒ 0.１０〜5.００％
よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素と、(d)
Ｎｂ 0.０１〜0.１０％、 Ｖ 0.０１〜0.１０％、 Ｚｒ 0.０１〜0.１０％、及びＴａ 0.０１〜0.１０％
よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素と、(e)
Ａｌ 0.０５〜2.００％、 Ｗ 0.０５〜1.００％、及びＣｏ 0.１０〜5.００％
よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含み、
残部鉄及び不可避的不純物よりなり、マルテンサイト、
焼戻しマルテンサイト又はベイナイト組織のいずれか１
種以上を体積率にて４０％以上含み、強度が９８０Ｎ／
ｍｍ2 以上である耐遅れ破壊特性にすぐれる超高強度鋼
板。 - 【請求項８】重量％にて(a) Ｃ 0.０８〜0.３０％、 Ｓｉ 1.０％未満、 Ｍｎ 1.５〜3.０％、 Ｐ 0.０２％以下、及びＳ 0.０１％以下と共に、
(b) Ｔｉ 0.０１〜0.５０％、 Ｎｉ 0.１０〜4.００％、 Ｃｕ 0.０５〜3.００％、及びＣｒ 0.１０〜5.００％
よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素と、(d)
Ｎｂ 0.０１〜0.１０％、 Ｖ 0.０１〜0.１０％、 Ｚｒ 0.０１〜0.１０％、及びＴａ 0.０１〜0.１０％
よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素と、(f)
Ｃａ 0.００１〜0.０１０％、 Ｌａ 0.００１〜0.１００％、 Ｃｅ 0.００１〜0.１００％、及びミッシュメタル 0.
００１〜0.１００％よりなる群から選ばれる少なくとも
１種の元素を含み、残部鉄及び不可避的不純物よりな
り、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト又はベイナ
イト組織のいずれか１種以上を体積率にて４０％以上含
み、強度が９８０Ｎ／ｍｍ2 以上である耐遅れ破壊特性
にすぐれる超高強度鋼板。 - 【請求項９】重量％にて(a) Ｃ 0.０８〜0.３０％、 Ｓｉ 1.０％未満、 Ｍｎ 1.５〜3.０％、 Ｐ 0.０２％以下、及びＳ 0.０１％以下と共に、
(b) Ｔｉ 0.０１〜0.５０％、 Ｎｉ 0.１０〜4.００％、 Ｃｕ 0.０５〜3.００％、及びＣｒ 0.１０〜5.００％
よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素と、(d)
Ｎｂ 0.０１〜0.１０％、 Ｖ 0.０１〜0.１０％、 Ｚｒ 0.０１〜0.１０％、及びＴａ 0.０１〜0.１０％
よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素と、(e)
Ａｌ 0.０５〜2.００％、 Ｗ 0.０５〜1.００％、及びＣｏ 0.１０〜5.００％
よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素と、(f)
Ｃａ 0.００１〜0.０１０％、 Ｌａ 0.００１〜0.１００％、 Ｃｅ 0.００１〜0.１００％、及びミッシュメタル 0.
００１〜0.１００％よりなる群から選ばれる少なくとも
１種の元素を含み、残部鉄及び不可避的不純物よりな
り、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト又はベイナ
イト組織のいずれか１種以上を体積率にて４０％以上含
み、強度が９８０Ｎ／ｍｍ2 以上である耐遅れ破壊特性
にすぐれる超高強度鋼板。 - 【請求項１０】重量％にて(a) Ｃ 0.０８〜0.３０
％、 Ｓｉ 1.０％未満、 Ｍｎ 1.５〜3.０％、 Ｐ 0.０２％以下、及びＳ 0.０１％以下と共に、
(b) Ｔｉ 0.０１〜0.５０％、 Ｎｉ 0.１０〜4.００％、 Ｃｕ 0.０５〜3.００％、及びＣｒ 0.１０〜5.００％
よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素と、(c)
Ｍｏ 0.０５〜1.００％、及びＢ 0.０００５〜0.０
０５０％よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素
と、(d) Ｎｂ 0.０１〜0.１０％、 Ｖ 0.０１〜0.１０％、 Ｚｒ 0.０１〜0.１０％、及びＴａ 0.０１〜0.１０％
よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素と、(e)
Ａｌ 0.０５〜2.００％、 Ｗ 0.０５〜1.００％、及びＣｏ 0.１０〜5.００％
よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含み、
残部鉄及び不可避的不純物よりなり、マルテンサイト、
焼戻しマルテンサイト又はベイナイト組織のいずれか１
種以上を体積率にて４０％以上含み、強度が９８０Ｎ／
ｍｍ2 以上である耐遅れ破壊特性にすぐれる超高強度鋼
板。 - 【請求項１１】重量％にて(a) Ｃ 0.０８〜0.３０
％、 Ｓｉ 1.０％未満、 Ｍｎ 1.５〜3.０％、 Ｐ 0.０２％以下、及びＳ 0.０１％以下と共に、
(b) Ｔｉ 0.０１〜0.５０％、 Ｎｉ 0.１０〜4.００％、 Ｃｕ 0.０５〜3.００％、及びＣｒ 0.１０〜5.００％
よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素と、(c)
Ｍｏ 0.０５〜1.００％、及びＢ 0.０００５〜0.０
０５０％よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素
と、(d) Ｎｂ 0.０１〜0.１０％、 Ｖ 0.０１〜0.１０％、 Ｚｒ 0.０１〜0.１０％、及びＴａ 0.０１〜0.１０％
よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素と、(f)
Ｃａ 0.００１〜0.０１０％、 Ｌａ 0.００１〜0.１００％、 Ｃｅ 0.００１〜0.１００％、及びミッシュメタル 0.
００１〜0.１００％よりなる群から選ばれる少なくとも
１種の元素を含み、残部鉄及び不可避的不純物よりな
り、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト又はベイナ
イト組織のいずれか１種以上を体積率にて４０％以上含
み、強度が９８０Ｎ／ｍｍ2 以上である耐遅れ破壊特性
にすぐれる超高強度鋼板。 - 【請求項１２】重量％にて(a) Ｃ 0.０８〜0.３０
％、 Ｓｉ 1.０％未満、 Ｍｎ 1.５〜3.０％、 Ｐ 0.０２％以下、及びＳ 0.０１％以下と共に、
(b) Ｔｉ 0.０１〜0.５０％、 Ｎｉ 0.１０〜4.００％、 Ｃｕ 0.０５〜3.００％、及びＣｒ 0.１０〜5.００％
よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素と、(c)
Ｍｏ 0.０５〜1.００％、及びＢ 0.０００５〜0.０
０５０％よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素
と、(d) Ｎｂ 0.０１〜0.１０％、 Ｖ 0.０１〜0.１０％、 Ｚｒ 0.０１〜0.１０％、及びＴａ 0.０１〜0.１０％
よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素と、(e)
Ａｌ 0.０５〜2.００％、 Ｗ 0.０５〜1.００％、及びＣｏ 0.１０〜5.００％
よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素と、(f)
Ｃａ 0.００１〜0.０１０％、 Ｌａ 0.００１〜0.１００％、 Ｃｅ 0.００１〜0.１００％、及びミッシュメタル 0.
００１〜0.１００％よりなる群から選ばれる少なくとも
１種の元素を含み、残部鉄及び不可避的不純物よりな
り、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト又はベイナ
イト組織のいずれか１種以上を体積率にて４０％以上含
み、強度が９８０Ｎ／ｍｍ2 以上である耐遅れ破壊特性
にすぐれる超高強度鋼板。 - 【請求項１３】重量％にて(a) Ｃ 0.０８〜0.３０
％、 Ｓｉ 1.０％未満、 Ｍｎ 1.５〜3.０％、 Ｐ 0.０２％以下、及びＳ 0.０１％以下と共に、
(b) Ｔｉ 0.０１〜0.５０％、 Ｎｉ 0.１０〜4.００％、 Ｃｕ 0.０５〜3.００％、及びＣｒ 0.１０〜5.００％
よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素と、(c)
Ｍｏ 0.０５〜1.００％、及びＢ 0.０００５〜0.０
０５０％よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素
を含み、残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼スラブを
１１００℃以上の温度に加熱し、６００℃以下の温度で
巻取る熱間圧延を行なった後、酸洗し、スケールを除
き、冷間圧延を行ない、次いで、連続焼鈍を行なうに際
して、８００℃以上、１０００℃以下の範囲の温度にて
均熱した後、３０℃／秒以下の冷却速度にて、８００〜
６００℃の範囲の温度まで徐冷し、次いで、この温度か
ら７０℃／秒以上の冷却速度にて、４００℃以下の温度
まで冷却し、この後、再加熱するか、又はそのまま、１
５０〜４００℃の範囲の温度で１〜２０分間加熱する焼
戻し処理を行なうことを特徴とするマルテンサイト、焼
戻しマルテンサイト又はベイナイト組織のいずれか１種
以上を体積率にて４０％以上含み、強度９８０Ｎ／ｍｍ
2 以上である耐遅れ破壊特性にすぐれる超高強度鋼板の
製造方法。 - 【請求項１４】重量％にて(a) Ｃ 0.０８〜0.３０
％、 Ｓｉ 1.０％未満、 Ｍｎ 1.５〜3.０％、 Ｐ 0.０２％以下、及びＳ 0.０１％以下と共に、
(b) Ｔｉ 0.０１〜0.５０％、 Ｎｉ 0.１０〜4.００％、 Ｃｕ 0.０５〜3.００％、及びＣｒ 0.１０〜5.００％
よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素と、(d)
Ｎｂ 0.０１〜0.１０％、 Ｖ 0.０１〜0.１０％、 Ｚｒ 0.０１〜0.１０％、及びＴａ 0.０１〜0.１０％
よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含み、
残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼スラブを１１００
℃以上の温度に加熱し、６００℃以下の温度で巻取る熱
間圧延を行なった後、酸洗し、スケールを除き、冷間圧
延を行ない、次いで、連続焼鈍を行なうに際して、８０
０℃以上、１０００℃以下の範囲の温度にて均熱した
後、３０℃／秒以下の冷却速度にて、８００〜６００℃
の範囲の温度まで徐冷し、次いで、この温度から７０℃
／秒以上の冷却速度にて、４００℃以下の温度まで冷却
し、この後、再加熱するか、又はそのまま、１５０〜４
００℃の範囲の温度で１〜２０分間加熱する焼戻し処理
を行なうことを特徴とするマルテンサイト、焼戻しマル
テンサイト又はベイナイト組織のいずれか１種以上を体
積率にて４０％以上含み、強度９８０Ｎ／ｍｍ2 以上で
ある耐遅れ破壊特性にすぐれる超高強度鋼板の製造方
法。 - 【請求項１５】重量％にて(a) Ｃ 0.０８〜0.３０
％、 Ｓｉ 1.０％未満、 Ｍｎ 1.５〜3.０％、 Ｐ 0.０２％以下、及びＳ 0.０１％以下と共に、
(b) Ｔｉ 0.０１〜0.５０％、 Ｎｉ 0.１０〜4.００％、 Ｃｕ 0.０５〜3.００％、及びＣｒ 0.１０〜5.００％
よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素と、(c)
Ｍｏ 0.０５〜1.００％、及びＢ 0.０００５〜0.０
０５０％よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素
と、(d) Ｎｂ 0.０１〜0.１０％、 Ｖ 0.０１〜0.１０％、 Ｚｒ 0.０１〜0.１０％、及びＴａ 0.０１〜0.１０％
よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含み、
残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼スラブを１１００
℃以上の温度に加熱し、６００℃以下の温度で巻取る熱
間圧延を行なった後、酸洗し、スケールを除き、冷間圧
延を行ない、次いで、連続焼鈍を行なうに際して、８０
０℃以上、１０００℃以下の範囲の温度にて均熱した
後、３０℃／秒以下の冷却速度にて、８００〜６００℃
の範囲の温度まで徐冷し、次いで、この温度から７０℃
／秒以上の冷却速度にて、４００℃以下の温度まで冷却
し、この後、再加熱するか、又はそのまま、１５０〜４
００℃の範囲の温度で１〜２０分間加熱する焼戻し処理
を行なうことを特徴とするマルテンサイト、焼戻しマル
テンサイト又はベイナイト組織のいずれか１種以上を体
積率にて４０％以上含み、強度９８０Ｎ／ｍｍ2 以上で
ある耐遅れ破壊特性にすぐれる超高強度鋼板の製造方
法。 - 【請求項１６】重量％にて(a) Ｃ 0.０８〜0.３０
％、 Ｓｉ 1.０％未満、 Ｍｎ 1.５〜3.０％、 Ｐ 0.０２％以下、及びＳ 0.０１％以下と共に、
(b) Ｔｉ 0.０１〜0.５０％、 Ｎｉ 0.１０〜4.００％、 Ｃｕ 0.０５〜3.００％、及びＣｒ 0.１０〜5.００％
よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素と、(c)
Ｍｏ 0.０５〜1.００％、及びＢ 0.０００５〜0.０
０５０％よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素
と、(e) Ａｌ 0.０５〜2.００％、 Ｗ 0.０５〜1.００％、及びＣｏ 0.１０〜5.００％
よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含み、
残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼スラブを１１００
℃以上の温度に加熱し、６００℃以下の温度で巻取る熱
間圧延を行なった後、酸洗し、スケールを除き、冷間圧
延を行ない、次いで、連続焼鈍を行なうに際して、８０
０℃以上、１０００℃以下の範囲の温度にて均熱した
後、３０℃／秒以下の冷却速度にて、８００〜６００℃
の範囲の温度まで徐冷し、次いで、この温度から７０℃
／秒以上の冷却速度にて、４００℃以下の温度まで冷却
し、この後、再加熱するか、又はそのまま、１５０〜４
００℃の範囲の温度で１〜２０分間加熱する焼戻し処理
を行なうことを特徴とするマルテンサイト、焼戻しマル
テンサイト又はベイナイト組織のいずれか１種以上を体
積率にて４０％以上含み、強度９８０Ｎ／ｍｍ2 以上で
ある耐遅れ破壊特性にすぐれる超高強度鋼板の製造方
法。 - 【請求項１７】重量％にて(a) Ｃ 0.０８〜0.３０
％、 Ｓｉ 1.０％未満、 Ｍｎ 1.５〜3.０％、 Ｐ 0.０２％以下、及びＳ 0.０１％以下と共に、
(b) Ｔｉ 0.０１〜0.５０％、 Ｎｉ 0.１０〜4.００％、 Ｃｕ 0.０５〜3.００％、及びＣｒ 0.１０〜5.００％
よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素と、(c)
Ｍｏ 0.０５〜1.００％、及びＢ 0.０００５〜0.０
０５０％よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素
と、(f) Ｃａ 0.００１〜0.０１０％、 Ｌａ 0.００１〜0.１００％、 Ｃｅ 0.００１〜0.１００％、及びミッシュメタル 0.
００１〜0.１００％よりなる群から選ばれる少なくとも
１種の元素を含み、残部鉄及び不可避的不純物よりなる
鋼スラブを１１００℃以上の温度に加熱し、６００℃以
下の温度で巻取る熱間圧延を行なった後、酸洗し、スケ
ールを除き、冷間圧延を行ない、次いで、連続焼鈍を行
なうに際して、８００℃以上、１０００℃以下の範囲の
温度にて均熱した後、３０℃／秒以下の冷却速度にて、
８００〜６００℃の範囲の温度まで徐冷し、次いで、こ
の温度から７０℃／秒以上の冷却速度にて、４００℃以
下の温度まで冷却し、この後、再加熱するか、又はその
まま、１５０〜４００℃の範囲の温度で１〜２０分間加
熱する焼戻し処理を行なうことを特徴とするマルテンサ
イト、焼戻しマルテンサイト又はベイナイト組織のいず
れか１種以上を体積率にて４０％以上含み、強度９８０
Ｎ／ｍｍ2 以上である耐遅れ破壊特性にすぐれる超高強
度鋼板の製造方法。 - 【請求項１８】重量％にて(a) Ｃ 0.０８〜0.３０
％、 Ｓｉ 1.０％未満、 Ｍｎ 1.５〜3.０％、 Ｐ 0.０２％以下、及びＳ 0.０１％以下と共に、
(b) Ｔｉ 0.０１〜0.５０％、 Ｎｉ 0.１０〜4.００％、 Ｃｕ 0.０５〜3.００％、及びＣｒ 0.１０〜5.００％
よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素と、(c)
Ｍｏ 0.０５〜1.００％、及びＢ 0.０００５〜0.０
０５０％よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素
と、(e) Ａｌ 0.０５〜2.００％、 Ｗ 0.０５〜1.００％、及びＣｏ 0.１０〜5.００％
よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素と、(f)
Ｃａ 0.００１〜0.０１０％、 Ｌａ 0.００１〜0.１００％、 Ｃｅ 0.００１〜0.１００％、及びミッシュメタル 0.
００１〜0.１００％よりなる群から選ばれる少なくとも
１種の元素を含み、残部鉄及び不可避的不純物よりなる
鋼スラブを１１００℃以上の温度に加熱し、６００℃以
下の温度で巻取る熱間圧延を行なった後、酸洗し、スケ
ールを除き、冷間圧延を行ない、次いで、連続焼鈍を行
なうに際して、８００℃以上、１０００℃以下の範囲の
温度にて均熱した後、３０℃／秒以下の冷却速度にて、
８００〜６００℃の範囲の温度まで徐冷し、次いで、こ
の温度から７０℃／秒以上の冷却速度にて、４００℃以
下の温度まで冷却し、この後、再加熱するか、又はその
まま、１５０〜４００℃の範囲の温度で１〜２０分間加
熱する焼戻し処理を行なうことを特徴とするマルテンサ
イト、焼戻しマルテンサイト又はベイナイト組織のいず
れか１種以上を体積率にて４０％以上含み、強度９８０
Ｎ／ｍｍ2 以上である耐遅れ破壊特性にすぐれる超高強
度鋼板の製造方法。 - 【請求項１９】重量％にて(a) Ｃ 0.０８〜0.３０
％、 Ｓｉ 1.０％未満、 Ｍｎ 1.５〜3.０％、 Ｐ 0.０２％以下、及びＳ 0.０１％以下と共に、
(b) Ｔｉ 0.０１〜0.５０％、 Ｎｉ 0.１０〜4.００％、 Ｃｕ 0.０５〜3.００％、及びＣｒ 0.１０〜5.００％
よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素と、(d)
Ｎｂ 0.０１〜0.１０％、 Ｖ 0.０１〜0.１０％、 Ｚｒ 0.０１〜0.１０％、及びＴａ 0.０１〜0.１０％
よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素と、(e)
Ａｌ 0.０５〜2.００％、 Ｗ 0.０５〜1.００％、及びＣｏ 0.１０〜5.００％
よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含み、
残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼スラブを１１００
℃以上の温度に加熱し、６００℃以下の温度で巻取る熱
間圧延を行なった後、酸洗し、スケールを除き、冷間圧
延を行ない、次いで、連続焼鈍を行なうに際して、８０
０℃以上、１０００℃以下の範囲の温度にて均熱した
後、３０℃／秒以下の冷却速度にて、８００〜６００℃
の範囲の温度まで徐冷し、次いで、この温度から７０℃
／秒以上の冷却速度にて、４００℃以下の温度まで冷却
し、この後、再加熱するか、又はそのまま、１５０〜４
００℃の範囲の温度で１〜２０分間加熱する焼戻し処理
を行なうことを特徴とするマルテンサイト、焼戻しマル
テンサイト又はベイナイト組織のいずれか１種以上を体
積率にて４０％以上含み、強度９８０Ｎ／ｍｍ2 以上で
ある耐遅れ破壊特性にすぐれる超高強度鋼板の製造方
法。 - 【請求項２０】重量％にて(a) Ｃ 0.０８〜0.３０
％、 Ｓｉ 1.０％未満、 Ｍｎ 1.５〜3.０％、 Ｐ 0.０２％以下、及びＳ 0.０１％以下と共に、
(b) Ｔｉ 0.０１〜0.５０％、 Ｎｉ 0.１０〜4.００％、 Ｃｕ 0.０５〜3.００％、及びＣｒ 0.１０〜5.００％
よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素と、(d)
Ｎｂ 0.０１〜0.１０％、 Ｖ 0.０１〜0.１０％、 Ｚｒ 0.０１〜0.１０％、及びＴａ 0.０１〜0.１０％
よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素と、(f)
Ｃａ 0.００１〜0.０１０％、 Ｌａ 0.００１〜0.１００％、 Ｃｅ 0.００１〜0.１００％、及びミッシュメタル 0.
００１〜0.１００％よりなる群から選ばれる少なくとも
１種の元素を含み、残部鉄及び不可避的不純物よりなる
鋼スラブを１１００℃以上の温度に加熱し、６００℃以
下の温度で巻取る熱間圧延を行なった後、酸洗し、スケ
ールを除き、冷間圧延を行ない、次いで、連続焼鈍を行
なうに際して、８００℃以上、１０００℃以下の範囲の
温度にて均熱した後、３０℃／秒以下の冷却速度にて、
８００〜６００℃の範囲の温度まで徐冷し、次いで、こ
の温度から７０℃／秒以上の冷却速度にて、４００℃以
下の温度まで冷却し、この後、再加熱するか、又はその
まま、１５０〜４００℃の範囲の温度で１〜２０分間加
熱する焼戻し処理を行なうことを特徴とするマルテンサ
イト、焼戻しマルテンサイト又はベイナイト組織のいず
れか１種以上を体積率にて４０％以上含み、強度９８０
Ｎ／ｍｍ2 以上である耐遅れ破壊特性にすぐれる超高強
度鋼板の製造方法。 - 【請求項２１】重量％にて(a) Ｃ 0.０８〜0.３０
％、 Ｓｉ 1.０％未満、 Ｍｎ 1.５〜3.０％、 Ｐ 0.０２％以下、及びＳ 0.０１％以下と共に、
(b) Ｔｉ 0.０１〜0.５０％、 Ｎｉ 0.１０〜4.００％、 Ｃｕ 0.０５〜3.００％、及びＣｒ 0.１０〜5.００％
よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素と、(d)
Ｎｂ 0.０１〜0.１０％、 Ｖ 0.０１〜0.１０％、 Ｚｒ 0.０１〜0.１０％、及びＴａ 0.０１〜0.１０％
よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素と、(e)
Ａｌ 0.０５〜2.００％、 Ｗ 0.０５〜1.００％、及びＣｏ 0.１０〜5.００％
よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素と、(f)
Ｃａ 0.００１〜0.０１０％、 Ｌａ 0.００１〜0.１００％、 Ｃｅ 0.００１〜0.１００％、及びミッシュメタル 0.
００１〜0.１００％よりなる群から選ばれる少なくとも
１種の元素を含み、残部鉄及び不可避的不純物よりなる
鋼スラブを１１００℃以上の温度に加熱し、６００℃以
下の温度で巻取る熱間圧延を行なった後、酸洗し、スケ
ールを除き、冷間圧延を行ない、次いで、連続焼鈍を行
なうに際して、８００℃以上、１０００℃以下の範囲の
温度にて均熱した後、３０℃／秒以下の冷却速度にて、
８００〜６００℃の範囲の温度まで徐冷し、次いで、こ
の温度から７０℃／秒以上の冷却速度にて、４００℃以
下の温度まで冷却し、この後、再加熱するか、又はその
まま、１５０〜４００℃の範囲の温度で１〜２０分間加
熱する焼戻し処理を行なうことを特徴とするマルテンサ
イト、焼戻しマルテンサイト又はベイナイト組織のいず
れか１種以上を体積率にて４０％以上含み、強度９８０
Ｎ／ｍｍ2 以上である耐遅れ破壊特性にすぐれる超高強
度鋼板の製造方法。 - 【請求項２２】重量％にて(a) Ｃ 0.０８〜0.３０
％、 Ｓｉ 1.０％未満、 Ｍｎ 1.５〜3.０％、 Ｐ 0.０２％以下、及びＳ 0.０１％以下と共に、
(b) Ｔｉ 0.０１〜0.５０％、 Ｎｉ 0.１０〜4.００％、 Ｃｕ 0.０５〜3.００％、及びＣｒ 0.１０〜5.００％
よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素と、(c)
Ｍｏ 0.０５〜1.００％、及びＢ 0.０００５〜0.０
０５０％よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素
と、(d) Ｎｂ 0.０１〜0.１０％、 Ｖ 0.０１〜0.１０％、 Ｚｒ 0.０１〜0.１０％、及びＴａ 0.０１〜0.１０％
よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素と、(e)
Ａｌ 0.０５〜2.００％、 Ｗ 0.０５〜1.００％、及びＣｏ 0.１０〜5.００％
よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含み、
残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼スラブを１１００
℃以上の温度に加熱し、６００℃以下の温度で巻取る熱
間圧延を行なった後、酸洗し、スケールを除き、冷間圧
延を行ない、次いで、連続焼鈍を行なうに際して、８０
０℃以上、１０００℃以下の範囲の温度にて均熱した
後、３０℃／秒以下の冷却速度にて、８００〜６００℃
の範囲の温度まで徐冷し、次いで、この温度から７０℃
／秒以上の冷却速度にて、４００℃以下の温度まで冷却
し、この後、再加熱するか、又はそのまま、１５０〜４
００℃の範囲の温度で１〜２０分間加熱する焼戻し処理
を行なうことを特徴とするマルテンサイト、焼戻しマル
テンサイト又はベイナイト組織のいずれか１種以上を体
積率にて４０％以上含み、強度９８０Ｎ／ｍｍ2 以上で
ある耐遅れ破壊特性にすぐれる超高強度鋼板の製造方
法。 - 【請求項２３】重量％にて(a) Ｃ 0.０８〜0.３０
％、 Ｓｉ 1.０％未満、 Ｍｎ 1.５〜3.０％、 Ｐ 0.０２％以下、及びＳ 0.０１％以下と共に、
(b) Ｔｉ 0.０１〜0.５０％、 Ｎｉ 0.１０〜4.００％、 Ｃｕ 0.０５〜3.００％、及びＣｒ 0.１０〜5.００％
よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素と、(c)
Ｍｏ 0.０５〜1.００％、及びＢ 0.０００５〜0.０
０５０％よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素
と、(d) Ｎｂ 0.０１〜0.１０％、 Ｖ 0.０１〜0.１０％、 Ｚｒ 0.０１〜0.１０％、及びＴａ 0.０１〜0.１０％
よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素と、(f)
Ｃａ 0.００１〜0.０１０％、 Ｌａ 0.００１〜0.１００％、 Ｃｅ 0.００１〜0.１００％、及びミッシュメタル 0.
００１〜0.１００％よりなる群から選ばれる少なくとも
１種の元素を含み、残部鉄及び不可避的不純物よりなる
鋼スラブを１１００℃以上の温度に加熱し、６００℃以
下の温度で巻取る熱間圧延を行なった後、酸洗し、スケ
ールを除き、冷間圧延を行ない、次いで、連続焼鈍を行
なうに際して、８００℃以上、１０００℃以下の範囲の
温度にて均熱した後、３０℃／秒以下の冷却速度にて、
８００〜６００℃の範囲の温度まで徐冷し、次いで、こ
の温度から７０℃／秒以上の冷却速度にて、４００℃以
下の温度まで冷却し、この後、再加熱するか、又はその
まま、１５０〜４００℃の範囲の温度で１〜２０分間加
熱する焼戻し処理を行なうことを特徴とするマルテンサ
イト、焼戻しマルテンサイト又はベイナイト組織のいず
れか１種以上を体積率にて４０％以上含み、強度９８０
Ｎ／ｍｍ2 以上である耐遅れ破壊特性にすぐれる超高強
度鋼板の製造方法。 - 【請求項２４】重量％にて(a) Ｃ 0.０８〜0.３０
％、 Ｓｉ 1.０％未満、 Ｍｎ 1.５〜3.０％、 Ｐ 0.０２％以下、及びＳ 0.０１％以下と共に、
(b) Ｔｉ 0.０１〜0.５０％、 Ｎｉ 0.１０〜4.００％、 Ｃｕ 0.０５〜3.００％、及びＣｒ 0.１０〜5.００％
よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素と、(c)
Ｍｏ 0.０５〜1.００％、及びＢ 0.０００５〜0.０
０５０％よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素
と、(d) Ｎｂ 0.０１〜0.１０％、 Ｖ 0.０１〜0.１０％、 Ｚｒ 0.０１〜0.１０％、及びＴａ 0.０１〜0.１０％
よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素と、(e)
Ａｌ 0.０５〜2.００％、 Ｗ 0.０５〜1.００％、及びＣｏ 0.１０〜5.００％
よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素と、(f)
Ｃａ 0.００１〜0.０１０％、 Ｌａ 0.００１〜0.１００％、 Ｃｅ 0.００１〜0.１００％、及びミッシュメタル 0.
００１〜0.１００％よりなる群から選ばれる少なくとも
１種の元素を含み、残部鉄及び不可避的不純物よりなる
鋼スラブを１１００℃以上の温度に加熱し、６００℃以
下の温度で巻取る熱間圧延を行なった後、酸洗し、スケ
ールを除き、冷間圧延を行ない、次いで、連続焼鈍を行
なうに際して、８００℃以上、１０００℃以下の範囲の
温度にて均熱した後、３０℃／秒以下の冷却速度にて、
８００〜６００℃の範囲の温度まで徐冷し、次いで、こ
の温度から７０℃／秒以上の冷却速度にて、４００℃以
下の温度まで冷却し、この後、再加熱するか、又はその
まま、１５０〜４００℃の範囲の温度で１〜２０分間加
熱する焼戻し処理を行なうことを特徴とするマルテンサ
イト、焼戻しマルテンサイト又はベイナイト組織のいず
れか１種以上を体積率にて４０％以上含み、強度９８０
Ｎ／ｍｍ2 以上である耐遅れ破壊特性にすぐれる超高強
度鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP15100696A JPH101740A (ja) | 1996-06-12 | 1996-06-12 | 耐遅れ破壊特性にすぐれる超高強度鋼板及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP15100696A JPH101740A (ja) | 1996-06-12 | 1996-06-12 | 耐遅れ破壊特性にすぐれる超高強度鋼板及びその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH101740A true JPH101740A (ja) | 1998-01-06 |
Family
ID=15509238
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP15100696A Pending JPH101740A (ja) | 1996-06-12 | 1996-06-12 | 耐遅れ破壊特性にすぐれる超高強度鋼板及びその製造方法 |
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| Country | Link |
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