JP2000248338A - 焼入部の靱性に優れた高周波焼入用鋼板、高周波焼入強化部材およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 焼入性に優れ、しかも焼入部が靱性を備え
た、衝撃吸収特性に優れた高周波焼入用鋼板、高周波焼
入強化部材およびその製造方法を提供する。 【解決手段】 本発明の高周波焼入用鋼板は、mass％
で、Ｃ：０．０５〜０．２０％、Ｍｎ：０．３〜２．５
％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：
０．０６％以下、Ｔｉ：０．０１５％以下、Ｎ：０．０
１０％以下、Ｂ：０．０００５〜０．００４０％を含
み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物よりなる。前記基本
的成分のほか、さらに鋼板の特性を向上させる元素とし
て、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｗ、Ｃｕ、Ｎｉのいずれか
１種以上をそれぞれ１．０％以下含有することができ
る。前記高周波焼入用鋼板を所定形状に成形した後、強
度を向上させる部位に高周波焼入を施すことで、高周波
焼入強化部材が得られる。焼入部の旧オーステナイト粒
径は２０μm以下にするのがよい。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明が属する技術分野】本発明は、自動車用部材等の
加工用素材鋼板に関し、特に必要な形状に加工後、所要
の部位を高周波焼入することで部材の高強度化を図るこ
とができる鋼板、高周波焼入強化部材およびその製造方
法に関する。

【０００２】

【従来の技術】薄鋼板を加工した自動車用成形部材に
は、自動車衝突時にその部材が完全に破壊することな
く、変形することで、衝突時の衝撃エネルギーを吸収す
る特性が要求される場合がある。このような特性が要求
される部材には、衝撃エネルギー吸収用の補強材が付設
され、要求特性を満足するように設計される。例えば、
自動車側面の重要な部材であるセンターピラーは、衝突
時に３点曲げによる衝撃的な変形が生じるため、曲げ変
形が予想される部分に補強材が使用されている。

【０００３】一方、自動車の軽量化のためには、補強材
を省略することが望ましい。このためには、素材鋼板と
して高強度鋼板を用いることが考えられる。しかし、高
強度鋼板は成形性に劣るという問題がある。そこで、近
年、補強材あるいは高強度鋼板を使用する代わりに、比
較的強度の低い鋼板を用いて所定の形状に成形し、強度
を必要とする部位に対し、成形後に高周波焼入を施して
焼入強化する技術が適用されつつある。

【０００４】かかる技術を適用する場合、素材鋼板の焼
入性を向上させる必要がある。鋼の焼入性を向上させる
手段としてＢ添加がよく用いられる。その際、焼入性に
関与するのは鋼中のフリーＢであるが、Ｂは鋼中のＮと
非常に結合しやすい元素であるため、ＢがＮと結合して
窒化ホウ素（ＢＮ）を生成するとＢの焼き入れ効果が消
失する。このため、ＢよりＮと結合しやすいＴｉをＮ当
量以上に添加し、鋼中のＮをＴｉＮとして固定し、Ｎと
Ｂとの結合を防止し、フリーＢを確保することが行われ
ている。

【０００５】

【発明が解決しようとする課題】自動車用部材であるセ
ンターピラーやバンパーリンフォース等は衝突時の衝撃
吸収特性が重要であり、これらの部材に対して焼入強化
を適用して強化を図る場合、焼入部は単に強化のために
高硬度化すればよいというものではなく、衝突変形時に
割れが発生せず、衝撃吸収エネルギーが大きいことが重
要である。

【０００６】ところが、ＴｉによりＮを固定し、Ｂを添
加した場合、焼入部に割れが発生しやすく、衝撃吸収特
性が必ずしも向上しないことが判明した。その原因を調
査したところ、破面に粗大なＴｉＮが存在しており、こ
のＴｉＮが割れの発生を招いているものと推定された。
ＴｉＮは鋼の溶製時に生成するために、粗大化して素材
中に分散する。さらに、焼入時の加熱では分解せず、焼
入後もそのまま存在する。従って、焼入部の割れを抑制
し、衝撃吸収特性を向上させるにはＴｉ量を極力低減す
ることが有効である。しかし、そうするとＴｉ量の低減
に従ってＢの焼入性向上効果も期待できないようにな
る。

【０００７】本発明はかかる問題に鑑みなされたもの
で、焼入性に優れ、しかも焼入部が靱性を備えた、衝撃
吸収特性に優れた高周波焼入用鋼板、高周波焼入強化部
材およびその製造方法を提供するものである。

【０００８】

【課題を解決するための手段】請求項１に記載した本発
明の高周波焼入用鋼板は、mass％で、Ｃ：０．０５〜
０．２０％、Ｍｎ：０．３〜２．５％、Ｐ：０．０２％
以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０６％以下、Ｔ
ｉ：０．０１５％以下、Ｎ：０．０１０％以下、Ｂ：
０．０００５〜０．００４０％を含み、残部Ｆｅおよび
不可避的不純物からなるものである。この鋼板による
と、Ｔｉ、Ｎ、Ｂを所定量に規制したので、Ｂによる焼
入性向上作用、焼入前オーステナイト粒の成長抑制作
用、結晶粒界の強化作用が相まって、高周波加熱のよう
な短時間の加熱で、しかも焼入温度が比較的低くても、
焼入効果を十分に発揮させることができ、また焼入部の
靱性向上により、衝撃吸収特性を向上させることができ
る。

【０００９】本発明の鋼板は、以上の基本的成分のほ
か、請求項２に記載したように、必要に応じてＳｉ、Ｃ
ｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｗ、Ｃｕ、Ｎｉのいずれか１種以上をそ
れぞれ１．０％以下含有することができ、これらの元素
の含有により衝撃吸収特性をより向上させることができ
ると考えられる。

【００１０】また、請求項３に記載した本発明の高周波
焼入強化部材は、前記高周波焼入用鋼板により形成さ
れ、強度を向上させる部位に高周波焼入が施されたもの
であり、衝撃吸収特性に優れる。

【００１１】また、請求項４に記載した本発明の高周波
焼入強化部材は、前記高周波焼入用鋼板を素板とする溶
融亜鉛めっき鋼板により形成され、強度を向上させる部
位に高周波焼入が施され、焼入部にめっき層が残存して
なるものであり、衝撃吸収特性に優れ、しかも塗装性、
耐食性にも優れる。前記溶融亜鉛めっき鋼板には、合金
化溶融亜鉛めっき鋼板が含まれる。

【００１２】これらの高周波焼入強化部材において、請
求項５に記載したように、焼入部において観察される、
焼入前の旧オーステナイト粒径が２０μm 以下とするこ
とで、静動比（引張試験において変形速度が２．０mm／
sec 程度の低速変形の場合の最大応力をσＡ、変形速度
が１０ｍ／sec 程度の高速変形の場合の最大応力をσＢ
としたとき、静動比＝σＢ／σＡ）を向上させることが
でき、優れた衝撃吸収特性が得られる。

【００１３】また、請求項６に記載した本発明の高周波
焼入強化部材の製造方法は、請求項１または２に記載し
た高周波焼入用鋼板を所定の形状に形成し、強度を向上
させる部位にＡr₃点以上、１０００℃以下の焼入温度で
高周波焼入を施すものである。また、請求項７に記載し
た本発明の高周波焼入強化部材の製造方法は、請求項１
または２に記載した高周波焼入用鋼板を所定の形状に形
成し、強度を向上させる部位にＡr₃点以上、１０００℃
以下の焼入温度で、かつ焼入の際の加熱開始から焼入温
度に到達し、その後３５０℃に冷却されるまでのヒート
サイクルタイムを６０sec 以下とする高周波焼入を施す
ものである。これらの発明では、請求項１または２に記
載した高周波焼入用鋼板、あるいは当該高周波焼入用鋼
板を素板とする溶融亜鉛めっき鋼板（合金化溶融亜鉛め
っき鋼板を含む。）を用いているので、成形容易であ
り、また焼入温度が１０００℃以下の比較的低温での焼
き入れが可能となり、焼入部において観察される、焼入
前の旧オーステナイト粒径を２０μm 以下とすることが
でき、衝撃吸収特性に優れる。しかも、低温焼入によ
り、焼入後の変形も低減することができる。さらに、溶
融亜鉛めっき鋼板の場合には、焼入温度が１０００℃以
下と低いため、焼入の際に亜鉛めっき層が蒸発により消
失することを防止することができ、引いては鉄系酸化皮
膜の生成による塗装性の劣化を防止することができる。
しかも、ヒートサイクルタイム（図１１参照）を６０se
c 以下とするため、溶融亜鉛めっき層が焼入の際に過度
な合金化、すなわちＦｅ原子が溶融亜鉛めっき層に過度
に拡散することによる耐食性の劣化を防止することがで
きる。

【００１４】

【発明の実施の形態】本発明者は、高周波焼入時の加熱
温度でもＢＮが分解することに着目した。しかし、高周
波加熱による焼入では加熱時間が通常の熱処理に比較し
て短いため、ＢＮが十分に分解して、焼入性の向上に寄
与する十分なフリーＢが確保できるかが問題となる。そ
こで様々な、Ｔｉ、Ｎ及びＢ量の鋼を溶製して製造され
た鋼板の焼入性と衝撃吸収エネルギーを調査した結果、
特定量のＴｉ、Ｎ、Ｂの下では、高周波加熱のような短
時間の加熱でもＢによる焼入効果を十分に発揮させるこ
とができ、衝突時などの高速変形時に割れが発生せず、
衝撃吸収エネルギーも高い値が得られることを知見し、
本発明を完成するに至った。

【００１５】すなわち、本発明の高周波焼入用鋼板は、
mass％で、Ｃ：０．０５〜０．２０％、Ｍｎ：０．３〜
２．５％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０２％以下、
Ａｌ：０．０６％以下、Ｔｉ：０．０１５％以下、Ｎ：
０．０１０％以下、Ｂ：０．０００５〜０．００４０％
を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物よりなるもので
ある。

【００１６】ここで、本発明の鋼板の成分限定理由につ
いて説明する。 Ｃ：０．０５〜２．０％ Ｃは焼入硬さを決定する重要な元素であるが、０．０５
％未満では必要な硬さ（ビッカース硬さ（荷重１kgf ）
で３００Ｈｖ以上）が得られない。このため、Ｃ量の下
限を０．０５％、好ましくは０．１０％とする。一方、
２．０％を超えると焼入部に遅れ破壊が生じ易くなるた
め、上限を２．０％、好ましくは０．１８％とする。

【００１７】Ｍｎ：０．３〜２．５％ Ｍｎは焼入性を向上させる元素であり、０．３％未満で
は焼入性向上作用が過小となり、必要な焼入硬さを得る
ことが困難になる。このため、Ｍｎ量の下限を０．３
％、好ましくは０．５％、より好ましくは１．０％とす
る。一方、Ｍｎは鋳造時にミクロ偏析しやすく、この偏
析は焼入後も解消されず、靱性の低下及び遅れ破壊を促
進するため上限を２．５％、好ましくは２．０％とす
る。

【００１８】Ｐ：０．０２％以下 ＰもＭｎ同様、ミクロ偏析する元素であり、少ないほど
よく、０．０２％を越えると著しい中心偏析（板厚中央
部での偏析）を生じ、遅れ破壊を助長するため、上限を
０．０２％、好ましくは０．０１５％とする。

【００１９】Ｓ：０．０２％以下 ＳはＭｎと結合してＭｎＳを生成し、鋼板の加工性を劣
化させ、遅れ破壊の起点ともなるため少ないほどよく、
上限を０．０２％、好ましくは０．０１５％とする。

【００２０】Ａｌ：０．０６％以下 Ａｌは脱酸材として添加されるが、０．０６％を越える
とアルミナ系の介在物が増加し、ヘゲ、スリバ等の表面
欠陥が急増するため、上限を０．０６％、好ましくは
０．０５％とする。

【００２１】Ｔｉ：０．０１５％以下 ＴｉはＮと優先的に結合し、ＢがＮと結合するのを抑制
する作用を有するが、０．０１５％超では粗大なＴｉＮ
が生じるようになり、このＴｉＮは高周波加熱によって
も分解せず、組織中に存在するため、後述に実施例から
明らかなとおり、高速変形時に割れが発生するようにな
る。このため、０．０１５％以下、好ましくは０．０１
２％以下、より好ましくは０．０１０％以下とする。

【００２２】Ｎ：０．０１０％以下 ＮはＢと結合して鋼中のフリーのＢ量を減少させるため
少ない方がよいが、過度の減少は製鋼上の困難を伴い、
製造コストを上昇させるので、好ましくは下限を０．０
０１０％とするのがよい。一方、０．０１０％を越える
とＢによる焼入性の改善効果が発揮できないようになる
ため、上限を０．０１０％、好ましくは０．００８％と
する。

【００２３】Ｂ：０．０００５〜０．００４０％ Ｂは焼入性を改善させ、低温でも十分な焼き入れ組織が
得られるようにする重要な元素である。また、焼入温度
すなわちオーステナイト化温度に加熱した際に、Ｂがオ
ーステナイト結晶粒界に析出し、低温焼き入れが可能な
ことと相まって、粒成長を抑制する作用があり、焼き入
れ組織の微細化を図ることができ、これによって、静動
比を向上させることがきる元素である。さらにまた、前
記粒界への析出は、粒界の強度を向上させるため、低温
変態組織の靱性を向上させることができる元素でもあ
る。Ｂ量が０．０００５％未満では焼き入れの際に有効
なＢ量が確保できず、上記作用が過小となるため、下限
を０．０００５％、好ましくは０．００１０％、より好
ましくは０．００２５％とする。一方、０．００４０％
を越えるとＦｅ₂ Ｂ （窒化鉄）が生成するようにな
り、これが高速変形時の割れの起点となって、衝撃曲げ
変形時の吸収エネルギーをかえって低下させる。このた
め、上限を０．００４０％、好ましくは０．００３５％
とする。

【００２４】本発明の鋼板は、以上の基本的成分、残部
Ｆｅおよび不可避的不純物よりなるものであるが、前記
基本的成分の作用効果を損なわない範囲で他の元素の含
有を妨げるものではなく、さらに鋼板の特性をより向上
させる元素を含有させることができる。このような元素
として、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｗ、Ｃｕ、Ｎｉのいず
れか１種以上をそれぞれ１．０％以下含有することがで
きる。

【００２５】これらの元素は焼入部のミクロ組織をベイ
ナイト化して延性を向上させ、割れ発生の防止に寄与す
るとともに必要な焼入強度を確保することができるもの
であり、Ｃｕ、Ｎｉはさらに耐遅れ破壊特性の改善にも
寄与する。この作用を有効に発揮させるには各々０．０
５％以上の含有が好ましい。一方、過多に添加するとＳ
ｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｗは化成処理性が劣化し、またＣ
ｕ、Ｎｉは熱間割れや、スケールに起因した表面疵が生
じるようになるため、上限を各々１．０％、好ましくは
０．６０％とする。なお、ミクロ組織は必ずしもベイナ
イト単相である必要はなく、フェライトや炭化物等が含
まれていてもよい。また、これらの元素は焼入性改善の
ための基本元素とすることはできない。その理由は、こ
れらの元素で焼入性を改善すると、化成処理性が劣化し
たり、鋼板製造時に焼入が生じて、高周波焼入強化前の
素材鋼板の加工性の確保が困難になるためである。

【００２６】前記高周波焼入用鋼板は、所定の成分の鋼
を溶製し、常法にて熱間圧延、あるいはさらに冷間圧延
を施すことにより製造される。熱延あるいは冷延後、あ
るいは冷延後にさらに溶融亜鉛めっきを施した鋼板組織
はフェライトおよびパーライト組織となっており、高周
波焼入前の引張強さは５００ＭＰａ程度以下であるた
め、プレス成形が容易で、所定の部材形状に容易に成形
することができる。成形後、強度を向上させたい部位
（部材の全領域を含む。）に高周波焼き入れを施すこと
により、本発明の高周波焼入強化部材が得られる。な
お、焼入後の冷却方法は、板厚に応じて、水冷、ミスト
冷却、気水冷却、空冷（強制空冷を含む。）、冷却金型
の接触等の適宜の方法を採ることができる。

【００２７】本発明で規定するＣ含有量を有する炭素鋼
板では、通常、焼入によってマルテンサイトを得るため
には、焼入前のオーステナイト粒径を大きくし、これに
よって焼入性を向上させておく必要があるため、焼入温
度は１０００℃超とされるのであるが、本発明ではＢの
焼入性向上作用により、焼入温度を比較的低温に設定す
ることができ、１０００℃以下、好ましくは９５０℃以
下、より好ましくは９００℃以下の比較的低温で行うこ
とができる。焼入温度をこのような温度に設定すること
で、Ｂの粒界析出によるオーステナイト粒の成長抑制作
用と相まって、焼き入れ後に観察される旧オーステナイ
ト粒径を２０μm 以下とすることができる。旧オーステ
ナイト粒径を２０μm 以下、好ましくは１５μm 以下と
することで、焼入部の静動比を向上させることができ、
引いては高周波焼入強化部材の衝撃吸収特性を向上させ
ることができる。

【００２８】図１は、静動比と衝撃吸収エネルギーとの
関係を説明するための応力歪線図であり、図中のＡは引
張速度が２mm／sec 程度の低速引張の場合の応力歪線で
あり、Ｂは引張速度が１０ｍ／sec 程度の衝突時を想定
した高速引張の応力歪線である。静動比は、Ａの最大応
力σＡに対するＢの最大応力σＢの比σＢ／σＡで表さ
れる。一方、応力歪線によって囲まれた領域（応力歪線
Ａについて斜線部で示した領域）は、変形時における衝
撃吸収エネルギーを示す。図から明らかなように、静動
比が大きいほど、高速変形時における衝撃吸収エネルギ
ーが大きくなる。ハイテンなどの高張力鋼板では、強度
が大きくなるほど静動比は１に近づく傾向があり、鋼板
強度を上げるだけでは、衝撃吸収特性が有利になるとは
必ずしも言えないが、本発明鋼板の場合、後述の実施例
から明らかなとおり、高周波焼入により強度が向上する
とともに、静動比も向上し、優れた衝撃吸収特性を備え
たものとなる。

【００２９】本発明の鋼板は、冷間圧延後、溶融亜鉛め
っき処理を施し、溶融亜鉛めっき鋼板とすることができ
る。勿論、溶融亜鉛めっき後に合金化熱処理を施して合
金化溶融亜鉛めっき鋼板としてもよい。

【００３０】本発明の高周波焼入強化部材は、このよう
な溶融亜鉛めっき鋼板を用いて、所定の形状にプレス成
形し、強化すべき部位に高周波焼入を施すことによって
も得られる。この場合、焼入温度が高過ぎると、焼入の
際に亜鉛が蒸発し、亜鉛めっき層が消失し、さらに鋼板
の表面に酸化皮膜が形成されるおそれがある。亜鉛めっ
き層が消失し、酸化皮膜が形成されると、部材表面を塗
装する場合、塗装の下地であるりん酸塩皮膜が付着しに
くくなり、引いては塗膜密着性が劣化する。本発明で
は、Ｂの作用により、焼入温度を低くすることができ、
焼入温度を１０００℃以下、好ましくは９５０℃以下、
より好ましくは９００℃以下とすることで、亜鉛めっき
層の消失を防止することができ、良好な塗装密着性をも
確保することができる。さらに、焼入の際の加熱開始か
ら焼入温度に到達し、その後３５０℃に冷却されるまで
のヒートサイクルタイム（図１１参照）を６０sec 以
下、好ましくは３０sec 以下、より好ましくは１０sec
以下とすることにより、溶融亜鉛めっき層の過度の合金
化を抑制することができるため、溶融亜鉛めっき層の耐
食性の劣化を防止することができる。以下、実施例によ
って本発明をさらに具体的に説明するが、本発明はかか
る実施例によって限定的に解釈されるものではない。

【００３１】

【実施例】〔実施例Ａ〕下記Ａ鋼、Ｂ鋼をベースとし
て、ベース鋼に対して種々の割合のＴｉを添加した鋼を
溶製し、そのスラブを常法により熱間圧延（仕上温度８
７０℃、巻取温度６５０℃）、冷間圧延（冷延率５５
％、再結晶焼鈍温度７２０℃）して板厚１．６mmの冷延
鋼板を製作し、図２に示す衝撃３点曲げ試験部材を製作
し、衝撃３点曲げ試験により衝撃吸収エネルギーを測定
した。 ・Ａ鋼（mass％、残部実質的にＦｅ） Ｃ：０．１２％、Ｍｎ：１．４９％、Ｐ：０．０１３
％、Ｓ：０．００５％、Ａｌ：０．０４３％、Ｎ：０．
０４１％、Ｂ：０．００２９％ ・Ｂ鋼（mass％、残部実質的にＦｅ） Ｃ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、ＡｌはＡ鋼と同じ。 Ｎ：０．０３３％、Ｂ：０．００５５％

【００３２】前記試験部材１は、図２に示すように、断
面がハット形の成形部材２の開口部に平板３を付設し
て、成形部材２のフランジ部を図のように４０mmピッチ
でスポット溶接したものである。図中の寸法単位はmmで
あり、ハット形成形部材２の上部の角部（２箇所）に施
した斜線部は試験部材を組み立て後に形成した高周波焼
入による焼入部を示す。焼入条件は、ヒートサイクルタ
イムを約５秒とし、９００℃に高周波加熱後、水冷した
ものであり、焼入部の組織は、マルテンサイト組織であ
った。

【００３３】前記衝撃３点曲げ試験は、図３に示すよう
に、前記試験部材１をハット形成形部材２が下方になる
ようにして、試験部材１の両端部（荷重間隔５００mm）
の対称位置に各々１００ｋｇの荷重Ｐを付加して水平に
保持した状態で、試験部材１の長さ方向の中心部を曲げ
治具に１０．６ｍ／sec で衝突させ、この時に生じた衝
撃吸収エネルギーを測定するものである。前記衝撃吸収
エネルギーは、曲げ治具１０（上部の半径＝１５０mm）
より２００mm離れた位置に設けられたレーザ変位計１１
によって、試験部材１と曲げ治具１０とが接触した瞬間
の変位（図中２点鎖線で表示した状態）を０とし、試験
部材１が折れ曲がって変形し、レーザ変位計１１によっ
て測定される変位が７０mmになるまで曲げ治具１０に作
用した荷重を測定することにより求めた。図４は、前記
変位と荷重との関係を模式的に示した図であり、図中斜
線で示した部分の面積が吸収エネルギー値を示す。な
お、治具１０に作用した荷重は、曲げ治具１０が取り付
けられたロードセル１２によって測定した。

【００３４】上記衝撃３点曲げ試験の結果を図５に示
す。同図より、Ｔｉ含有量が０．０１５％超の高含有域
ではＡ鋼、Ｂ鋼を用いた鋼板とも粗大なＴｉＮが生成
し、衝撃３点曲げにおける吸収エネルギー値が低く、特
にＢ量が本発明範囲超のＢ鋼を用いたものでは、焼入部
において割れが認められた。一方、Ｔｉ含有量が特に
０．０１０％以下の低含有域では本発明成分範囲のＡ鋼
を用いた鋼板では発明範囲外のＢ鋼を用いた鋼板に比し
て非常に大きな吸収エネルギー値が得られており、優れ
た耐衝撃性が得られていることがわかる。

【００３５】〔実施例Ｂ〕下記表１に示した鋼を溶製
し、そのスラブを同表に示す製造条件により冷延鋼板
（板厚１．６mm）、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（板厚
１．６mm）、熱延鋼板（板厚２．０mm）を製造し、機械
的性質を測定した。その結果を表１に併せて示す。

【００３６】

【表１】

【００３７】また、試料鋼板から試験片を採取し、所定
の領域を９００℃で高周波加熱し、同温度到達後直ちに
加熱を停止し、表２に示す冷却条件により冷却すること
によって焼き入れ、焼入部周辺の硬さ分布を調べて焼入
部の平均硬さを求めるとともにミクロ組織を調べた。ま
た、実施例Ａと同様、衝撃３点曲げ試験部材を製作し、
同部位に表２の焼入条件にて焼入を行った後、前記衝撃
３点曲げ試験を行い、衝撃吸収エネルギーを測定し、ま
た試験後の曲げ部の割れ発生状況を観察した。これらの
結果を表２に示す。表中のミクロ組織は面積率で５０％
以上を占める組織を示しており、残部はフェライト及び
／又は残留オーステナイトである。また、試料No. １〜
１３、１６につき、ＮとＢとが焼入性に及ぼす影響を整
理したグラフを図６に示す。図中の数字は「試料No. ／
焼入部の平均硬さ（Ｈｖ）」を示す。また、焼入部周辺
の硬さ分布測定結果の一例を図７（試料No. １３）、図
８（試料No. ７）に示す。なお、図７，図８における焼
入部は、図２の焼入領域（斜線領域）の中央部の点線位
置に対応する。

【００３８】

【表２】

【００３９】表２および図６から明らかなとおり、Ｎが
０．０１０％超の試料No. １１及び１２では、焼入部の
硬さが３００Ｈｖを下回っており、十分な焼入硬さが得
られず、強化が不十分であることがわかる。また、これ
らの試料は吸収エネルギーも低い。これは、Ｎ量が過多
のため、高周波加熱の際のＢＮの分解が不十分となるた
めと推測される。

【００４０】また、表２および図６より、Ｂが０．００
４％超の試料No. １６、Ｂが０．０００５％未満の試料
No. １３では、焼入部の硬さは良好であるが、吸収エネ
ルギーが低く、曲げ部に割れが発生した。これは、試料
No. １６では、Ｂ量が過多であるため粒界にＦｅ₂ Ｂ
が析出したためであり、一方試料No. １３ではＢ量が少
な過ぎて十分な焼入性が得られなかったためである。因
みに、試料No. １３の硬さ分布を見ると、図７から明ら
かなとおり、平均硬さは３４４Ｈｖと良好であるが、焼
入部の硬さにむらがあり、引いては強度にむらが生じ
て、強度の低い部分に変形が集中するために割れが生じ
たものと推測される。なお、図８に発明例の試料No. ７
の硬さ分布を示すが、この例では焼入部の平均硬さは３
６９Ｈｖで、しかも焼入部における硬さも均一である。

【００４１】また、表２より、基本成分のほかに特性向
上元素を添加した試料No. １７〜２０（発明例）では、
ミクロ組織がベイナイト主体となっているため、吸収エ
ネルギーの一層の向上が認められる。

【００４２】〔実施例Ｃ〕下記表３に示した鋼を溶製
し、そのスラブを熱間圧延（仕上温度８６０℃、巻取温
度５５０℃）、冷間圧延（冷延率６０％、再結晶焼鈍温
度７００℃）にて冷延鋼板（板厚１．６mm）を製造し
た。この冷延鋼板から採取した供試鋼板を用いて、図９
に示すように、鋼板ガイド２１から供試鋼板Ｗを対向配
置された高周波コイル２２、冷却ノズル２３，２３の間
に送り込み、表４に示す焼入条件にて供試鋼板の全面に
高周波焼入を施した。ヒートサイクルタイムは約３秒で
あり、焼入温度到達後、速やかに冷却した。

【００４３】

【表３】

【００４４】得られた高周波焼入強化鋼板から引張試験
片を採取し、低速引張（引張速度２mm／sec ）の下で最
大応力（静的ＴＳ）を求めるとともに、高速引張（引張
速度１０ｍ／sec ）の下で最大応力（動的ＴＳ）を求
め、静動比を求めた。なお、応力は試験片の両面に歪ゲ
ージを付設し、これによって測定された平均荷重から算
出した。また、高周波焼入強化鋼板から組織観察片を採
取し、焼入前の旧オーステナイト結晶粒界の痕跡を顕微
鏡観察し、その平均結晶粒径を測定した。これらの調査
結果を表４に併せて示す。また、静動比と旧オーステナ
イト粒径との関係を整理したグラフを図１０に示す。な
お、表４には、焼入前の引張強度も併せて示した。

【００４５】

【表４】

【００４６】表４および図１０より、発明鋼を用いた試
料No. ３１〜３７は、旧オーステナイト粒径が２０μm
以下であり、静動比が比較例に比して高い値であり、衝
撃吸収特性に優れていることが推察された。

【００４７】さらに、表３の鋼種Ａ〜Ｃ（発明鋼）を用
いて、板厚１．６mmに冷間圧延後、さらに連続溶融亜鉛
めっきラインにて両面で４５ｇ／ｍ² の溶融亜鉛めっき
を施し、実施例Ａと同様にして衝撃３点曲げ試験部材１
を製作し、同部位に下記表５の条件にて高周波焼入を行
った。ヒートサイクルタイムは約３秒であり、焼入温度
到達後、速やかに冷却した。

【００４８】高周波焼入後、試験部材の焼入部における
亜鉛めっき層の有無を観察した。さらに、下記の要領で
塗膜剥離試験を行い、焼入部に形成した塗膜の剥離の有
無を調べた。試験部材を脱脂し、水洗乾燥後、４０℃で
２分間リン酸塩処理液に浸漬し、焼入部にリン酸塩皮膜
を形成し、水洗乾燥後、膜厚約２０μm の塗膜を電着塗
装により形成した。乾燥後、１０×１０mm² の試験領域
に１mmピッチのマス目をカッターナイフで入れ、４０℃
で２４０ｈｒｓ純水中に浸漬し、乾燥後、試験領域に接
着テープを張り付け、引き剥がして、１mm角のマス目中
において塗膜が５０％以上剥離したものが１箇所でもあ
れば剥離あり（×）と判定した。

【００４９】

【表５】

【００５０】表５より、発明鋼を用い、焼入温度を１０
００℃以下として高周波焼入を行ったもの（試料No. ５
１〜５５，５７，５８）では、溶融亜鉛めっき層が残存
し、塗膜の密着性にも優れることが確かめられた。

【００５１】〔実施例Ｄ〕下記組成の鋼を溶製し、その
連鋳スラブを板厚４．０mmまで熱間圧延（仕上温度８７
０℃、巻取温度６６０℃）し、板厚２．０mmまで冷間圧
延（冷延率５０％）し、連続焼鈍溶融亜鉛めっきライン
にて７２０℃で再結晶焼鈍温度を行った後、４６０℃に
て溶融亜鉛めっき（めっき量：両面で４５ｇ／ｍ² ）を
施し、引き続いて６９０℃×７sec にて合金化処理を施
した。得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板から供試鋼板
（mmで２．０ｔ×４０ｗ×３００Ｌ）を採取し、これに
図９の高周波焼入装置を用いて焼き入れした。 ・鋼板成分（mass％、残部実質的にＦｅ） Ｃ：０．１３％、Ｍｎ：１．９８％、Ｐ：０．０１３
％、Ｓ：０．０１２％、Ａｌ：０．０４１％、Ｔｉ＜
０．０１％、Ｎ：０．００４％、Ｂ：０．００３７％

【００５２】ヒートサイクルタイムが３sec 程度になる
ように、鋼板の送り速度を調整し、種々の焼入温度にて
焼き入れ後、水冷した供試鋼板について、めっき層の有
無、およびめっき層中のＦｅ含有量を調べた。焼入温度
とＦｅ含有量との関係を整理したグラフを図１２に示
す。図１２より、焼入温度が１０００℃以下ではめっき
層が残存することが確認された。また、めっき層中のＦ
ｅ量も２５％程度以下であることが確認された。

【００５３】次に、焼入温度を７００℃、８００℃、９
００℃、１０００℃とし、加熱後の冷却速度を調整して
種々のヒートサイクルタイムの下で高周波焼入を行っ
た。得られた鋼板のめっき層におけるＦｅ含有量を調
べ、ヒートサイクルタイムとＦｅ含有量との関係を整理
したグラフを図１３に示す。図１３より、ヒートサイク
ルタイムが６０sec 以下では、めっき層中のＦｅが３５
％程度以下に止まっていることが確認された。

【００５４】さらに、種々のヒートサイクルタイムで高
周波焼入を行った前記供試鋼板から腐食試験片（mmで
２．０ｔ×７０ｗ×１５０Ｌ）を採取し、腐食試験を行
った。腐食試験は、ＪＡＳＯ自動車材料腐食方法に従
い、下記の工程を１サイクルとして、１７０サイクル後
の最大穴あき深さを測定することによって実施された。
その結果を図１４に示す。 ・１サイクル工程 塩水（３５℃、濃度５％）噴霧：８ｈｒ 乾燥（６０℃、相対湿度３０％）：４ｈｒ 湿潤（５０℃、相対湿度９０％）暴露：２ｈｒ 図１４より、めっき層中のＦｅ量を３５％以下であれ
ば、最大穴あき深さが５００μm 程度以下であり、２５
％以下であれば２００μm 程度に止まっており、実用上
問題のない耐食性を備えたいることが確認された。

【発明の効果】本発明によれば、Ｔｉ、Ｎ、Ｂを特定の
範囲に規制したので、高周波加熱の際にＢＮの分解によ
って生じたフリーＢにより焼入性が向上し、また焼入の
際にオーステナイト粒の成長を防止するとともに粒界を
強化するので、焼入部の機械的性質が均一になり、強度
のみならず靱性に優れ、静動比が向上し、優れた耐衝撃
性が得られる。

【図面の簡単な説明】

【図１】低速変形時Ａと高速変形時Ｂにおける応力歪線
図を示す。

【図２】衝撃３点曲げ試験に使用した試験部材の斜視図
である。

【図３】衝撃３点曲げ試験要領説明図である。

【図４】衝撃３点曲げ試験結果を模式的に示す変位−荷
重線図である。

【図５】実施例ＡにかかるＴｉ量と衝撃３点曲げ吸収エ
ネルギーとの関係を示すグラフである。

【図６】実施例ＢにかかるＮ量およびＢ量が焼入部の硬
さへ及ぼす影響を示すグラフである。

【図７】実施例Ｂの試料No. １３の焼入部付近の硬さ分
布を示すグラフである。

【図８】実施例Ｂの試料No. ７の焼入部付近の硬さ分布
を示すグラフである。

【図９】実施例Ｃにおける鋼板の焼入要領を示す概念図
である。

【図１０】実施例Ｃにおける静動比と旧オーステナイト
粒径との関係を示す図である。

【図１１】高周波焼入におけるヒートサイクルタイムの
説明図である。

【図１２】実施例Ｄにおける焼入温度とめっき層中のＦ
ｅ含有量との関係を示すグラフである。

【図１３】実施例Ｄにおけるヒートサイクルタイムとめ
っき層中のＦｅ含有量との関係を示すグラフである。

【図１４】実施例Ｄにおけるめっき層中のＦｅ含有量と
腐食試験における最大穴あき深さとの関係を示すグラフ
である。

Claims (7)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 mass％で、Ｃ：０．０５〜０．２０％、
   Ｍｎ：０．３〜２．５％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：
   ０．０２％以下、Ａｌ：０．０６％以下、Ｔｉ：０．０
   １５％以下、Ｎ：０．０１０％以下、Ｂ：０．０００５
   〜０．００４０％を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純
   物よりなる焼入部の靱性に優れた高周波焼入用鋼板。
2. 【請求項２】 請求項１に記載した成分のほか、さらに
   Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｗ、Ｃｕ、Ｎｉのいずれか１種
   以上をそれぞれ１．０％以下含有する請求項１に記載し
   た焼入部の靱性に優れた高周波焼入用鋼板。
3. 【請求項３】 請求項１または２に記載した高周波焼入
   用鋼板により形成され、強度を向上させる部位に高周波
   焼入が施された高周波焼入強化部材。
4. 【請求項４】 請求項１または２に記載された高周波焼
   入用鋼板を素板とする溶融亜鉛めっき鋼板により形成さ
   れ、強度を向上させる部位に高周波焼入が施され、焼入
   部にめっき層が残存してなる高周波焼入強化部材。
5. 【請求項５】 焼入部において観察される、焼入前の旧
   オーステナイト粒径が２０μm 以下である請求項３また
   は４に記載した高周波焼入強化部材。
6. 【請求項６】 請求項１または２に記載した高周波焼入
   用鋼板を所定の形状に形成し、強度を向上させる部位に
   Ａr₃点以上、１０００℃以下の焼入温度で高周波焼入を
   施す高周波焼入強化部材の製造方法。
7. 【請求項７】 請求項１または２に記載された高周波焼
   入用鋼板を素板とする溶融亜鉛めっき鋼板を所定の形状
   に形成し、強度を向上させる部位にＡr₃点以上、１００
   ０℃以下の焼入温度で、かつ焼入の際の加熱開始から焼
   入温度に到達し、その後３５０℃に冷却されるまでのヒ
   ートサイクルタイムを６０sec 以下とする高周波焼入を
   施す高周波焼入強化部材の製造方法。