本發(fā)明涉及切頭的耐延遲斷裂性能優(yōu)異的超高強(qiáng)度鋼板。作為本發(fā)明的超高強(qiáng)度鋼板的鋼板種類(lèi)，除了冷軋鋼板之外，也包括熔融鍍鋅鋼板、合金化熔融鍍鋅鋼板等的各種鍍覆鋼板。

背景技術(shù)：

近年來(lái)，為了使汽車(chē)的輕量化和碰撞安全性并立，要求用于骨架零件的鋼材的高強(qiáng)度化。

但是，高強(qiáng)度鋼板在采用中，有延遲斷裂的可能，成為汽車(chē)用鋼板的高強(qiáng)度化的障礙。所謂延遲斷裂，就是在負(fù)載靜載荷的狀態(tài)下，經(jīng)過(guò)一定時(shí)間后，鋼發(fā)生脆性斷裂的現(xiàn)象，并認(rèn)為是因侵入到鋼中的氫引起的。另外，報(bào)告在鋼板被導(dǎo)入塑性應(yīng)變時(shí)，延遲斷裂促進(jìn)。薄鋼板的剪切加工形成的切頭被導(dǎo)入巨大的塑性應(yīng)變，因此處于性能劣勢(shì)，從而認(rèn)為薄鋼板容易從切頭發(fā)生延遲斷裂。在實(shí)際的使用環(huán)境中，如果在切頭發(fā)生延遲斷裂，生長(zhǎng)成巨大的裂縫，則使構(gòu)件強(qiáng)度劣化，有帶來(lái)重大事故的可能性。

因此，迫切希望提供高強(qiáng)度且切頭的耐延遲斷裂性能優(yōu)異的鋼板。具體來(lái)說(shuō)，就是要求一種即使抗拉強(qiáng)度在1470mpa以上，實(shí)際環(huán)境下仍具有優(yōu)異的切頭的耐延遲斷裂性能的鋼板。

以前，為了提高高強(qiáng)度鋼板的耐延遲斷裂性能，提出有很多利用氫捕集點(diǎn)的技術(shù)。

例如，在專(zhuān)利文獻(xiàn)1中公開(kāi)有一種技術(shù)，其以改善焊接部的耐延遲斷裂性能為目的，使鋼板表層和鍍覆鋼板的鍍層中分散氧化物，從而提高氫捕集能力。

另外，專(zhuān)利文獻(xiàn)2中公開(kāi)有一種技術(shù)，其以改善成形加工后的耐延遲斷裂性能為目的，作為氫捕集點(diǎn)而活用v系的碳化物等。

但是，鋼板的切頭因?yàn)槭鞘┘臃浅４蟮淖冃蔚牟糠?，所以由上述?zhuān)利文獻(xiàn)1、2所提出的氧化物和碳化物等在與母相的界面捕集氫這樣的捕集點(diǎn)，由于大變形導(dǎo)致界面結(jié)構(gòu)變化，有切斷后不能發(fā)揮充分的氫捕集能力的問(wèn)題。

另外，在專(zhuān)利文獻(xiàn)3中公開(kāi)有一種技術(shù)，其以改善沖孔加工部的耐延遲斷裂性能為目的，將板條狀的殘余奧氏體作為氫捕集點(diǎn)活用。

殘余奧氏體因?yàn)樵趦?nèi)部捕集氫，所以即使伴隨由于切斷造成的變形帶來(lái)界面構(gòu)造發(fā)生變化，也不會(huì)因此喪失氫捕集能力。但是，若通常的殘余奧氏體施加巨大變形，則由于應(yīng)變誘導(dǎo)相變而使其相變?yōu)轳R氏體，因此在伴隨巨大變形的切頭中，仍然存在氫捕集能力降低的問(wèn)題。

【現(xiàn)有技術(shù)文獻(xiàn)】

【專(zhuān)利文獻(xiàn)】

【專(zhuān)利文獻(xiàn)1】日本國(guó)特開(kāi)2007－231373號(hào)公報(bào)

【專(zhuān)利文獻(xiàn)2】日本國(guó)特開(kāi)2008－56991號(hào)公報(bào)

【專(zhuān)利文獻(xiàn)3】日本國(guó)特開(kāi)2008－81788號(hào)公報(bào)

技術(shù)實(shí)現(xiàn)要素：

因此，本發(fā)明的目的在于，提供一種抗拉強(qiáng)度為1470mpa以上的超高強(qiáng)度鋼板，其中，切頭也發(fā)揮著優(yōu)異的耐延遲斷裂性能。

本發(fā)明的第一發(fā)明的切頭的耐延遲斷裂性能優(yōu)異的超高強(qiáng)度鋼板，其特征在于，具有如下成分組成，以質(zhì)量％計(jì)分別含有

c：0.15～0.4％、

mn：0.5～3.0％、

al：0.001～0.10％，

余量由鐵和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，

所述不可避免的雜質(zhì)之中，p、s、n分別限制為

p：0.1％以下、

s：0.01％以下、

n：0.01％以下，

并具有以相對(duì)于全部組織的面積率計(jì)由

馬氏體：90％以上、

殘余奧氏體：0.5％以上構(gòu)成的組織，

局部的mn濃度為鋼板整體的mn含量的1.1倍以上的區(qū)域，以面積率計(jì)存在2％以上，

抗拉強(qiáng)度為1470mpa以上。

本發(fā)明的第二發(fā)明的切頭的耐延遲斷裂性能優(yōu)異的超高強(qiáng)度鋼板，在上述第一發(fā)明中，

成分組成中，以質(zhì)量％計(jì)還含有

si：0.1～3.0％。

本發(fā)明的第三發(fā)明的切頭的耐延遲斷裂性能優(yōu)異的超高強(qiáng)度鋼板，在上述第一或第二發(fā)明中，

成分組成中，以質(zhì)量％計(jì)還含有

cu：0.05～1.0％、

ni：0.05～1.0％、

b：0.0002～0.0050％中的一種或兩種以上。

本發(fā)明的第四發(fā)明的切頭的耐延遲斷裂性能優(yōu)異的超高強(qiáng)度鋼板，在上述第一～第三發(fā)明的任一項(xiàng)發(fā)明中，

成分組成中，以質(zhì)量％計(jì)還含有

mo：0.01～1.0％、

cr：0.01～1.0％、

nb：0.01～0.3％、

ti：0.01～0.3％、

v：0.01～0.3％中的一種或兩種以上。

本發(fā)明的第五發(fā)明的切頭的耐延遲斷裂性能優(yōu)異的超高強(qiáng)度鋼板，在上述第一～第四發(fā)明的任一項(xiàng)發(fā)明中，

成分組成中，以質(zhì)量％計(jì)還含有

ca：0.0005～0.01％、

mg：0.0005～0.01％中的一種或兩種。

根據(jù)本發(fā)明，使鋼的組織以馬氏體為主要組織，并且在殘余奧氏體中使mn稠化，即使在鋼板的切斷后，仍維持其切斷部的氫捕集能力，由此能夠提供切頭的耐延遲斷裂性能優(yōu)異的超高強(qiáng)度鋼板。

附圖說(shuō)明

圖1是示意性地表示實(shí)施例中的剪切的情況的圖。

具體實(shí)施方式

以下，更詳細(xì)地說(shuō)明本發(fā)明。

首先，對(duì)于賦予本發(fā)明的切頭的耐延遲斷裂性能優(yōu)異的超高強(qiáng)度鋼板(以下，也稱(chēng)為“本發(fā)明鋼板”。)以特征的組織進(jìn)行說(shuō)明。

〔本發(fā)明鋼板的組織〕

本發(fā)明鋼板其特征如下所述，使母相為馬氏體之后，再以規(guī)定量含有使mn稠化的殘余奧氏體(以下，也將奧氏體表述為γ。)。

＜馬氏體：90％以上＞

為了實(shí)現(xiàn)鋼板的抗拉強(qiáng)度1470mpa以上，需要馬氏體以面積率計(jì)為90％以上，優(yōu)選為92％以上，更優(yōu)選為94％以上。還有，在本說(shuō)明書(shū)中，馬氏體在包括未回火的初生馬氏體和經(jīng)受過(guò)回火的回火馬氏體這兩者的意思下使用。

還有，殘余奧氏體以外可以全部都是馬氏體，因此基于殘余奧氏體的下限值(0.5％)，馬氏體面積率的上限為99.5％，優(yōu)選為99％以下。

＜?xì)堄鄪W氏體：0.5％以上＞

為了作為充分的氫捕集點(diǎn)而發(fā)揮功能，需要?dú)堄鄪W氏體以面積率計(jì)為0.5％以上，優(yōu)選為0.6％以上，更優(yōu)選為0.7％以上。

還有，馬氏體以外，可以全部是殘余奧氏體，因此基于馬氏體的下限值(90％)，殘余奧氏體面積率的上限為10％，優(yōu)選為5％以下，更優(yōu)選為3％以下，特別優(yōu)選為2％以下。

另外，本發(fā)明鋼板如前述，可以只由馬氏體和殘余奧氏體二相構(gòu)成(二相的合計(jì)的面積率為100％)，但不可避免地可能產(chǎn)生其他的相(鐵素體、貝氏體、珠光體等)。即使存在這樣的其他相，只要其面積率的合計(jì)為9.5％以下即可。其他的相的面積率的合計(jì)優(yōu)選為7.5％以下，更優(yōu)選為5.5％以下。

＜局部的mn濃度為鋼板整體的mn含量的1.1倍以上的區(qū)域：以面積率計(jì)為2％以上＞

如已述，鋼板的切頭是施加非常大的變形的部分。由上述現(xiàn)有技術(shù)提出的氧化物和碳化物等在與母相的界面捕集氫這樣的捕集點(diǎn)，由于巨大變形導(dǎo)致界面構(gòu)造變化，在切斷后不能發(fā)揮充分的氫捕集能力。

相對(duì)于此，殘余奧氏體因?yàn)樵趦?nèi)部捕集氫，所以即使伴隨切斷發(fā)生變形而導(dǎo)致界面構(gòu)造變化，也不會(huì)由此喪失氫捕集能力。因此，即使施加巨大變形，也會(huì)使不因加工誘導(dǎo)相變而相變成馬氏體的極穩(wěn)定的殘余奧氏體分散在母相中，從而能夠提高切頭的耐延遲斷裂性能。

因此，為了提高殘余奧氏體的穩(wěn)定性，考慮提高殘余奧氏體中的mn濃度，但另一方面，mn使鋼板的焊接性劣化，有著助長(zhǎng)鋼中的p偏析的效用，具有使耐延遲斷裂性能劣化的作用，其含量存在上限。

作為其解決辦法，在本發(fā)明鋼板中，使鋼板中形成了mn稠化區(qū)域。即，一邊將母相的mn濃度保持得低，一邊使形成于mn稠化區(qū)域的殘余奧氏體穩(wěn)定化。由此，局部的mn濃度為鋼板整體的mn含量的1.1倍以上的區(qū)域的一部分，作為殘余奧氏體存在，從而有助于切頭的耐延遲斷裂性能的提高。

還有，本發(fā)明鋼板中所形成的殘余奧氏體非常微細(xì)，不能直接測(cè)量mn濃度。因此，采用局部的mn濃度為鋼板整體的mn含量的1.1倍以上的區(qū)域以面積率計(jì)存在2％以上(優(yōu)選為2.5％以上，更優(yōu)選為3％以上)的方式，保證mn在殘余奧氏體中充分稠化。

接下來(lái)，對(duì)于構(gòu)成本發(fā)明鋼板的成分組成進(jìn)行說(shuō)明。以下，化學(xué)成分的單位全部是質(zhì)量％。

〔本發(fā)明鋼板的成分組成〕

c：0.15～0.4％

c是對(duì)鋼板的強(qiáng)度有巨大影響的重要元素。為了確保鋼板的強(qiáng)度，使c含有0.15％以上，優(yōu)選為0.16％以上，更優(yōu)選為0.17％以上。但是，若使c過(guò)剩地含有，則焊接性劣化，因此使之為0.4％以下，優(yōu)選為0.35％以下，更優(yōu)選為0.3％以下。

mn：0.5～3.0％

mn也是作為固溶強(qiáng)化元素，有助于鋼板的強(qiáng)度上升的有用的元素。另外，也有提高淬火性，并抑制冷卻時(shí)的鐵素體相變的效果。此外，因?yàn)榫哂惺箠W氏體穩(wěn)定化的效果，所以能夠使穩(wěn)定度高的殘余奧氏體形成。為了有效地發(fā)揮這樣的作用，使mn含有0.5％以上，優(yōu)選為0.7％以上，更優(yōu)選為0.9％以上。但是，若使mn過(guò)剩地含有，則助長(zhǎng)p向晶界的偏析，使耐延遲斷裂性能顯著劣化，因此為3.0％以下，優(yōu)選為2.5％以下，更優(yōu)選為2.0％以下。

al：0.001～0.10％

al是作為脫氧劑被添加的有用元素，為了得到這樣的作用，使之含有0.001％以上，優(yōu)選為0.01％以上，更優(yōu)選為0.03％以上。但是，若使al過(guò)剩地含有，則使鋼的潔凈度惡化，因此為0.10％以下，優(yōu)選為0.08％以下，更優(yōu)選為0.06％以下。

本發(fā)明鋼板含有上述元素作為必須的成分，余量是鐵和不可避免的雜質(zhì)(p、s、n、o等)，但不可避免的雜質(zhì)之中，能夠使p、s、n含有截止到下述這樣的各允許范圍。

p：0.1％以下

p作為雜質(zhì)元素不可避免地存在，通過(guò)固溶強(qiáng)化而有助地強(qiáng)度的上升，但其在舊奧氏體晶界偏析，使晶界脆化，從而使加工性劣化，因此p量限制在0.1％以下，優(yōu)選為0.05％以下，更優(yōu)選為0.03％以下。

s：0.01％以下

s也作為雜質(zhì)元素不可避免地存在，形成mns夾雜物，變形時(shí)成為龜裂的起點(diǎn)而使加工性降低，因此s量限制在0.01％以下，優(yōu)選為0.005％以下，更優(yōu)選為0.003％以下。

n：0.01％以下

n也作為雜質(zhì)元素不可避免地存在，由于應(yīng)變時(shí)效而使鋼板的加工性降低，因此n量限制在0.01％以下，優(yōu)選為0.005％以下，更優(yōu)選為0.003％以下。

此外，在不損害本發(fā)明的作用的范圍，還能夠再含有以下的允許成分。

si：0.1～3.0％

si作為固溶強(qiáng)化元素，是有助于鋼板的強(qiáng)度上升的有用的元素。為了得到這樣的作用，優(yōu)選使si含有0.1％以上，更優(yōu)選為0.3％以上，特別優(yōu)選為0.5％以上。但是，若使si過(guò)剩地含有，則焊接性顯著劣化，因此為3.0％以下，優(yōu)選為2.5％以下，更優(yōu)選為2.0％以下。

cu：0.05～1.0％、ni：0.05～1.0％、b：0.0002～0.0050％中的一種或兩種以上

這些元素是具有提高淬火性，抑制來(lái)自?shī)W氏體相變這一效果的有用元素。為了得到這樣的作用，各元素均優(yōu)選使之含有上述各自的下限值以上。上述元素可以單獨(dú)含有，也可以?xún)煞N以上并用。但是，即使這些元素過(guò)剩地含有，效果也是飽和，在經(jīng)濟(jì)上造成浪費(fèi)，因此各元素均為上述各自的上限值以下。

mo：0.01～1.0％、cr：0.01～1.0％、nb：0.01～0.3％、ti：0.01～0.3％、v：0.01～0.3％中的一種或兩種以上

這些元素是不會(huì)使加工性劣化，而對(duì)改善強(qiáng)度有用的元素。為了得到這樣的作用，各元素均優(yōu)選含有上述各自的下限值以上。上述元素可以單獨(dú)含有，也可以?xún)煞N以上并用。但是，若使這些元素過(guò)剩地含有，則粗大的碳化物形成，加工性劣化，因此，各元素均為上述各自的上限值以下。

ca：0.0005～0.01％、mg：0.0005～0.01％中的一種或兩種

這些元素使夾雜物微細(xì)化，減少破壞的起點(diǎn)，從而對(duì)于提高加工性是有用的元素。為了得到這樣的作用，任意一個(gè)元素均優(yōu)選使之含有0.0005％以上。上述元素可以單獨(dú)使用，也可以?xún)煞N并用。但是，若使之過(guò)剩地含有，則夾雜物反而粗大，加工性劣化，因此無(wú)論哪個(gè)元素均為0.01％以下。

接著，以下說(shuō)明用于得到上述本發(fā)明鋼板的優(yōu)選的制造條件。

〔本發(fā)明鋼板的優(yōu)選的制造方法〕

首先，熔煉具有上述成分組成的鋼，通過(guò)鑄錠或連續(xù)鑄造而成為板坯(鋼材)后，以均熱溫度1200℃以下(更優(yōu)選為1150℃以下)、最終溫度900℃以下(更優(yōu)選為880℃以下)的條件進(jìn)行熱態(tài)軋制(熱軋)，從最終溫度冷卻至ac1點(diǎn)以下，成為貝氏體或珠光體單相組織，或含有鐵素體這樣的二相組織。

上述熱軋后，以600℃～ac1點(diǎn)(更優(yōu)選為610℃～[ac1－10℃])保持0.8h以上(更優(yōu)選為1h以上)的條件實(shí)施退火處理。通過(guò)該退火處理，使碳化物球化且粗大化，并且在該碳化物中使mn稠化而達(dá)到mn向鋼板的添加量的1.1倍以上。還有，該退火處理可以在冷卻至ac1點(diǎn)以下后，直接在上述溫度域保持，也可以在該溫度域內(nèi)緩冷，或者也可以在熱軋后，先冷卻至低于600℃后再進(jìn)行。

還有，ac1點(diǎn)能夠根據(jù)鋼板的化學(xué)成分，使用萊斯利著，“鐵鋼材料科學(xué)”，幸田成靖譯，丸善株式會(huì)社，1985年，p.273所述的下式(1)求得。

ac1(℃)＝723－10.7×mn－16.9×ni+29.1×si+16.9×cr…(1)

在此，上述式中的元素符號(hào)表示各元素的含量(質(zhì)量％)。

對(duì)于上述退火板進(jìn)行冷態(tài)軋制(冷軋)后，將該冷軋板在奧氏體單相域溫度(ac3點(diǎn)以上)保持52s以上，以此條件進(jìn)行熱處理(γ化熱處理)，由此使碳化物奧氏體化。通過(guò)前段的退火處理，碳化物中mn稠化，因此可形成mn濃度高的奧氏體。從該奧氏體單相域溫度，以100℃/s以上的冷卻速度急冷至室溫，由此，mn稠化至向鋼板中添加的mn量的1.1倍以上的殘余奧氏體，能夠在作為母相的馬氏體中形成。

還有，ac3點(diǎn)能夠根據(jù)鋼板的化學(xué)成分，使用萊斯利著，“鐵鋼材料科學(xué)”，幸田成靖譯，丸善株式會(huì)社，1985年，p.273所述的下式(2)求得。

ac3(℃)＝910－203×√c－30×mn+44.7×si+700×p+400×al－15.2×ni－11×cr－20×cu+400×ti+31.5×mo+104×v…(2)

在此，上述式中的元素符號(hào)表示各元素的含量(質(zhì)量％)。

而后，對(duì)于上述熱處理板，以150～300℃保持30～1200s的條件進(jìn)行回火，由此可形成回火馬氏體，能夠使強(qiáng)度－延伸率平衡提高，能夠得到本發(fā)明鋼板(切頭的耐延遲斷裂性能優(yōu)異的超高強(qiáng)度鋼板)。

還有，在本發(fā)明中，“切頭的耐延遲斷裂性能優(yōu)異”，如后述實(shí)施例所述，根據(jù)ph值＝1.0的鹽酸浸漬條件下的延遲斷裂發(fā)生率是否在50％以下進(jìn)行判斷。該條件假設(shè)的是在實(shí)際環(huán)境下也相當(dāng)嚴(yán)格的延遲斷裂環(huán)境，明確這一條件，意味著其具有現(xiàn)有的鋼板以上的、極其優(yōu)異的切頭耐延遲斷裂性能。

以下，列舉實(shí)施例更具體地說(shuō)明本發(fā)明，但本發(fā)明當(dāng)然不受下述實(shí)施例限制，在能夠符合前·后述的宗旨的范圍，當(dāng)然也可以適當(dāng)加以變更實(shí)施，這些均包含在本發(fā)明的技術(shù)范圍內(nèi)。

【實(shí)施例】

〔試驗(yàn)方法〕

熔煉具有下述表1所示的a0、a～l的各成分組成的鋼，制作厚度120mm的鑄塊，使用該鑄塊進(jìn)行熱軋，達(dá)到厚2.8mm后，以下述表2所示的退火條件實(shí)施退火。對(duì)于該退火板進(jìn)行酸洗后，冷軋至厚度達(dá)到1.0mm而成為冷軋板，以下述表2所示的各條件對(duì)于冷軋板實(shí)施γ化熱處理和回火。

【表1】

(下劃線(xiàn)：本發(fā)明的范圍外，*：余量fe和不可避免的雜質(zhì)，-：無(wú)添加)

【表2】

(下劃線(xiàn)：本發(fā)明的范圍外，影線(xiàn)：條件在本發(fā)明的推薦外)

〔測(cè)量方法〕

使用所得到的各鋼板，測(cè)量馬氏體和殘余奧氏體的面積率，以及局部的mn濃度。另外，為了評(píng)價(jià)鋼板的機(jī)械的特性，也對(duì)于抗拉強(qiáng)度(ts)和切頭的耐延遲斷裂性能進(jìn)行測(cè)量。以下展示其測(cè)量方法。

(馬氏體的面積率)

關(guān)于馬氏體的面積率，是對(duì)于各鋼板進(jìn)行鏡面研磨，以3％硝酸乙醇腐蝕液腐蝕其表面而使金屬組織出現(xiàn)后，用sem(掃描型電子顯微鏡；scanningelectronmicroscope)，在大約40μm×30μm的區(qū)域、就5個(gè)視野，以倍率2000倍觀(guān)察板厚1/4部的組織，看起來(lái)為灰色的區(qū)域定義為馬氏體，將各個(gè)視野中求得的面積率進(jìn)行算術(shù)平均，作為馬氏體的面積率。

(殘余奧氏體的面積率)

殘余奧氏體的面積率，是對(duì)各鋼板沿板厚方向進(jìn)行磨削·研磨，至板厚的1/4，通過(guò)x射線(xiàn)衍射強(qiáng)度測(cè)量求得。

(局部的mn濃度)

局部的mn濃度，是在大約20μm×20mm的區(qū)域，就3個(gè)視野，使用場(chǎng)發(fā)射電子探針顯微分析儀(fe－epma)進(jìn)行定量分析，在各個(gè)視野中，將測(cè)量區(qū)域分割成1μm×1mm的小區(qū)域，將各小區(qū)域內(nèi)的mn濃度進(jìn)行平均而求得。該平均mn濃度為鋼板的mn含量的1.1倍以上的小區(qū)域的比例，定義為各視野中的mn稠化區(qū)域的面積率并計(jì)算，將3個(gè)視野的mn稠化區(qū)域的面積率進(jìn)行算術(shù)平均而進(jìn)行評(píng)價(jià)。

(抗拉強(qiáng)度)

使用評(píng)價(jià)對(duì)象的各鋼板，在與軋制方向成直角的方向上取長(zhǎng)軸，制作jisz2201所述的5號(hào)試驗(yàn)片，遵循jisz2241進(jìn)行測(cè)量，求得抗拉強(qiáng)度(ts)。

(切頭的耐延遲斷裂性能)

對(duì)于厚1.0mm的平板狀的鋼板，實(shí)施圖1所示這樣的剪切，制作具有切斷端面的鋼板各3張。還有，使切斷的切斷端面為寬50mm，如此切斷成50mm×30mm×1.0mmt的大小。切斷間隙為板厚的10％。耐延遲斷裂性能的評(píng)價(jià)在圖1所示的自由端側(cè)切斷端面進(jìn)行。還有，自由端側(cè)為鋼板的不拘束狀態(tài)下的切斷，因此與固定端側(cè)比較，是更容易發(fā)生延遲斷裂的部位。具體來(lái)說(shuō)，作為鹽酸浸漬試驗(yàn)，以在ph值為1.0，液溫管理在25℃的鹽酸中，將具有上述切斷端面的鋼板浸漬24小時(shí)的條件進(jìn)行。鹽酸浸漬試驗(yàn)實(shí)施后，為了觀(guān)察與鋼板的切斷端面正交的板厚斷面，將各鋼板10等分成5mm×30mm×1.0mmt的大小，分別實(shí)施鏡面研磨。對(duì)于這30個(gè)斷面，使用光學(xué)顯微鏡確認(rèn)有無(wú)延遲斷裂，將“確認(rèn)到延遲斷裂的斷面數(shù)/30×100％”定義為延遲斷裂發(fā)生率。還有，為了區(qū)別因切斷而發(fā)生的微小的裂紋與延遲斷裂形成裂縫，將距切斷端面50μm以上的深度的裂縫定義為延遲斷裂。

〔測(cè)量結(jié)果〕

測(cè)量結(jié)果顯示在下述表3中。在本實(shí)施例中，抗拉強(qiáng)度(ts)在1470mpa以上，并且，延遲斷裂發(fā)生率在50％以下的為○合格，判定為切頭的耐延遲斷裂性能優(yōu)異的超高強(qiáng)度鋼板。另一方面，抗拉強(qiáng)度(ts)低于1470mpa，或者，延遲斷裂發(fā)生率高于50％的判定為×不合格。

【表3】

(下劃線(xiàn)：本發(fā)明的范圍外，影線(xiàn)：條件在本發(fā)明的推薦外)

如表3所示，滿(mǎn)足本發(fā)明的要件(上述成分要件和上述組織要件)的發(fā)明鋼(鋼no.01、02、3～5、10～12、15、16、19～24)，抗拉強(qiáng)度ts均在1470mpa以上，并且，延遲斷裂發(fā)生率滿(mǎn)足50％以下，能夠得到切頭的耐延遲斷裂性能優(yōu)異的超高強(qiáng)度鋼板。

相對(duì)于此，本發(fā)明的要件(上述成分要件和上述組織要件)之中至少一個(gè)欠缺的比較鋼(鋼no.1、2、6～9、13、14、17、18)，抗拉強(qiáng)度ts和延遲斷裂發(fā)生率之中至少任意一個(gè)特性差。

例如，鋼no.1、8如表2的制造no.1、8分別所示，熱軋后的退火溫度脫離推薦范圍而過(guò)低，因此如表3所示，殘余奧氏體中mn未充分稠化，切頭的耐延遲斷裂性能差。

另一方面，鋼no.7、14如表2的制造no.7、14分別所示，熱軋后的退火溫度脫離推薦范圍而過(guò)高，因此mn擴(kuò)散而均質(zhì)化，如表3所示，殘余奧氏體中mn未充分稠化，切頭的耐延遲斷裂性能差。

另外，鋼no.2、9如表2的制造no.2、9分別所示，熱軋后的退火保持時(shí)間脫離推薦范圍而過(guò)短，因此如表3所示，殘余奧氏體中mn未十分稠化，切頭的耐延遲斷裂性能差。

另外，鋼no.6、13如表2的制造no.6、13所示，γ化熱處理溫度脫離推薦范圍而過(guò)低，因此未充分奧氏體化，如表3所示，馬氏體不足，抗拉強(qiáng)度ts差。

另外，鋼no.17如表1的鋼種e所示，因?yàn)閏含量過(guò)低，所以如表3所示，馬氏體和殘余奧氏體均不足，抗拉強(qiáng)度ts差。

另外，鋼no.18如表1的鋼種f所示，因?yàn)閙n含量過(guò)低，所以如表3所示，馬氏體和殘余奧氏體均不足，抗拉強(qiáng)度ts差。

如以上，可確認(rèn)通過(guò)滿(mǎn)足本發(fā)明的要件，能夠得到切頭的耐延遲斷裂特優(yōu)異的超高強(qiáng)度鋼板。

詳細(xì)并參照特定的實(shí)施方式說(shuō)明了本發(fā)明，但不脫離本發(fā)明的精神和范圍而能夠加以各種變更和修改，這對(duì)從業(yè)者來(lái)說(shuō)很清楚。

本申請(qǐng)基于2015年2月13日申請(qǐng)的日本專(zhuān)利申請(qǐng)(專(zhuān)利申請(qǐng)2015－026735)，2015年7月27日申請(qǐng)的日本專(zhuān)利申請(qǐng)(專(zhuān)利申請(qǐng)2015－147463)，其內(nèi)容在此作為參照編入。

【產(chǎn)業(yè)上的利用可能性】

本發(fā)明的超高強(qiáng)度鋼板，切頭的耐延遲斷裂性能優(yōu)異，作為冷軋鋼板和各種鍍覆鋼板等的汽車(chē)用鋼板有用。