JPH07197183A - 水素脆化の発生しない超高強度薄鋼板及び製造方法 - Google Patents
水素脆化の発生しない超高強度薄鋼板及び製造方法Info
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- JPH07197183A JPH07197183A JP35210293A JP35210293A JPH07197183A JP H07197183 A JPH07197183 A JP H07197183A JP 35210293 A JP35210293 A JP 35210293A JP 35210293 A JP35210293 A JP 35210293A JP H07197183 A JPH07197183 A JP H07197183A
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Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【目的】 水素脆化の発生しない加工用超高強度薄鋼板
とその製造方法を提供する。 【構成】 Ｃ：０.０５〜０.２５％、Ｍn：１.０〜３.
０％、Ａl：０.０２５〜０.１００％、Ｓ：０.０１％以
下、Ｎ：０.００８％以下を含み、必要に応じて更に、
Ｓi：３.０％以下、Ｐ：０.１％以下、Ｃr：１.０％以
下、Ｍo：１.０％以下、Ｗ：１.０％以下の１種以上、
及び／又は、Ｔi：０.２％以下、Ｎb：０.１％以下、
Ｖ：０.１％以下、Ｚr：０.１％以下の１種以上を含
み、残部が不可避的不純物からなる組成を有し、引張強
さ９８０Ｎ／mm2以上で、マルテンサイトを体積率で７
０％以上含み、０.１μm以上のＦe−Ｃ系の析出物が１m
m2当たり３×１０5以下の超高強度薄鋼板である。常法
により熱間圧延し、酸洗まま又はその後冷間圧延して、
連続焼鈍するに際して、Ａc3点以上に均熱後８５０〜６
５０℃まで徐冷し、その温度から５℃／sec以上で３０
０℃以下まで冷却し、以後、３００℃以下に再加熱し若
しくはそのまま３００℃以下で１〜２０minの焼戻し処
理を行うことにより製造される。
とその製造方法を提供する。 【構成】 Ｃ：０.０５〜０.２５％、Ｍn：１.０〜３.
０％、Ａl：０.０２５〜０.１００％、Ｓ：０.０１％以
下、Ｎ：０.００８％以下を含み、必要に応じて更に、
Ｓi：３.０％以下、Ｐ：０.１％以下、Ｃr：１.０％以
下、Ｍo：１.０％以下、Ｗ：１.０％以下の１種以上、
及び／又は、Ｔi：０.２％以下、Ｎb：０.１％以下、
Ｖ：０.１％以下、Ｚr：０.１％以下の１種以上を含
み、残部が不可避的不純物からなる組成を有し、引張強
さ９８０Ｎ／mm2以上で、マルテンサイトを体積率で７
０％以上含み、０.１μm以上のＦe−Ｃ系の析出物が１m
m2当たり３×１０5以下の超高強度薄鋼板である。常法
により熱間圧延し、酸洗まま又はその後冷間圧延して、
連続焼鈍するに際して、Ａc3点以上に均熱後８５０〜６
５０℃まで徐冷し、その温度から５℃／sec以上で３０
０℃以下まで冷却し、以後、３００℃以下に再加熱し若
しくはそのまま３００℃以下で１〜２０minの焼戻し処
理を行うことにより製造される。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は自動車のバンパー、ドア
の補強部材など軽量でかつ耐強度が要求される用途にお
いて好適な超高強度薄鋼板とその製造方法に関するもの
である。
の補強部材など軽量でかつ耐強度が要求される用途にお
いて好適な超高強度薄鋼板とその製造方法に関するもの
である。
【０００２】
【従来の技術及び発明が解決しようとする課題】米国の
ＣＡＦＥ(Ｃorporate Ａverage Ｆuel Ｅconomy)の規制
強化提案により自動車の軽量化が進み、バンパー、ドア
の補強部材などに９８０Ｎ／mm2以上の超高強度薄鋼板
が採用されるようになってきた。
ＣＡＦＥ(Ｃorporate Ａverage Ｆuel Ｅconomy)の規制
強化提案により自動車の軽量化が進み、バンパー、ドア
の補強部材などに９８０Ｎ／mm2以上の超高強度薄鋼板
が採用されるようになってきた。
【０００３】９８０Ｎ／mm2以上の超高強度鋼では、水
素脆化が発生することが、例えば、日本ねじ協会発行
(１９９０年１０月１８日)の研修テキスト“ねじ締結の
設計と実際”にて知られている。したがって、超高強度
薄鋼板においても、大気環境下の腐食反応で発生する水
素が鋼板中に入り、使用中に突然破壊することが考えら
れる。
素脆化が発生することが、例えば、日本ねじ協会発行
(１９９０年１０月１８日)の研修テキスト“ねじ締結の
設計と実際”にて知られている。したがって、超高強度
薄鋼板においても、大気環境下の腐食反応で発生する水
素が鋼板中に入り、使用中に突然破壊することが考えら
れる。
【０００４】超高強度薄鋼板の水素脆化については、特
開平４−２６８０５３号に記載されているように、鋼に
Ｓiを添加し、鋼板中への水素原子の侵入を抑制するこ
とが提案されている。しかし、腐食環境によって錆の発
生状況は種々変化し、必ずしもＳi添加によって鋼板中
への水素原子の侵入を十分に抑制し、水素脆化を防止す
ることは困難である。
開平４−２６８０５３号に記載されているように、鋼に
Ｓiを添加し、鋼板中への水素原子の侵入を抑制するこ
とが提案されている。しかし、腐食環境によって錆の発
生状況は種々変化し、必ずしもＳi添加によって鋼板中
への水素原子の侵入を十分に抑制し、水素脆化を防止す
ることは困難である。
【０００５】また、鋼の水素脆化防止について報告があ
る条鋼の分野では、例えば、特開昭６０−１５５６４４
号に記載されているように、マルテンサイト組織を４０
０℃以上で焼戻し、Ｆe−Ｃ系化合物を十分に析出させ
て防止する方法が知られている。しかし、このような鋼
は、プレス成形などの加工を行う超高強度薄鋼板に比較
して加工性に劣っている。また超高強度薄鋼板では冷間
加工による強度増加で水素脆化が発生し易くなると考え
られるが、この特性までは考慮されていない。
る条鋼の分野では、例えば、特開昭６０−１５５６４４
号に記載されているように、マルテンサイト組織を４０
０℃以上で焼戻し、Ｆe−Ｃ系化合物を十分に析出させ
て防止する方法が知られている。しかし、このような鋼
は、プレス成形などの加工を行う超高強度薄鋼板に比較
して加工性に劣っている。また超高強度薄鋼板では冷間
加工による強度増加で水素脆化が発生し易くなると考え
られるが、この特性までは考慮されていない。
【０００６】通常、連続焼鈍法で製造される超高強度薄
鋼板は、プレス成形などの冷間加工性の確保のために
Ｃ、Ｍn量を比較的低くしており、４００℃以上で焼戻
した場合には強度が低下し、目的の特性が得られない。
このため、均熱処理後所定の冷却速度で４００℃以下に
冷却、又は一旦常温まで冷却後４００℃以下で焼戻して
製造されるものであり、条鋼で知られている方法とは全
く異なっている。
鋼板は、プレス成形などの冷間加工性の確保のために
Ｃ、Ｍn量を比較的低くしており、４００℃以上で焼戻
した場合には強度が低下し、目的の特性が得られない。
このため、均熱処理後所定の冷却速度で４００℃以下に
冷却、又は一旦常温まで冷却後４００℃以下で焼戻して
製造されるものであり、条鋼で知られている方法とは全
く異なっている。
【０００７】本発明は、引張強さ９８０Ｎ／mm2以上の
超高強度薄鋼板における上記従来技術の問題点を解決
し、水素脆化の発生しない加工用超高強度薄鋼板を提供
し、並びにその製造方法を提供することを目的とするも
のである。
超高強度薄鋼板における上記従来技術の問題点を解決
し、水素脆化の発生しない加工用超高強度薄鋼板を提供
し、並びにその製造方法を提供することを目的とするも
のである。
【０００８】
【課題を解決するための手段】前記課題を解決するため
の手段として、本発明は、Ｃ：０.０５〜０.２５％、Ｍ
n：１.０〜３.０％、Ａl：０.０２５〜０.１００％、
Ｓ：０.０１％以下、Ｎ：０.００８％以下を含み、必要
に応じて更に、Ｓi：３.０％以下、Ｐ：０.１％以下、
Ｃr：１.０％以下、Ｍo：１.０％以下、Ｗ：１.０％以
下の１種以上、及び／又は、Ｔi：０.２％以下、Ｎb：
０.１％以下、Ｖ：０.１％以下、Ｚr：０.１％以下の１
種以上を含み、残部が不可避的不純物からなる組成を有
し、引張強さ９８０Ｎ／mm2以上で、マルテンサイトを
体積率で７０％以上含む超高強度薄鋼板において、０.
１μm以上のＦe−Ｃ系の析出物が１mm2当たり３×１０5
以下であることを特徴とする水素脆化の発生しない超高
強度薄鋼板を要旨としている。
の手段として、本発明は、Ｃ：０.０５〜０.２５％、Ｍ
n：１.０〜３.０％、Ａl：０.０２５〜０.１００％、
Ｓ：０.０１％以下、Ｎ：０.００８％以下を含み、必要
に応じて更に、Ｓi：３.０％以下、Ｐ：０.１％以下、
Ｃr：１.０％以下、Ｍo：１.０％以下、Ｗ：１.０％以
下の１種以上、及び／又は、Ｔi：０.２％以下、Ｎb：
０.１％以下、Ｖ：０.１％以下、Ｚr：０.１％以下の１
種以上を含み、残部が不可避的不純物からなる組成を有
し、引張強さ９８０Ｎ／mm2以上で、マルテンサイトを
体積率で７０％以上含む超高強度薄鋼板において、０.
１μm以上のＦe−Ｃ系の析出物が１mm2当たり３×１０5
以下であることを特徴とする水素脆化の発生しない超高
強度薄鋼板を要旨としている。
【０００９】また、他の本発明は、上記組成を有する鋼
を常法により熱間圧延し、酸洗まま又はその後冷間圧延
して、連続焼鈍するに際して、Ａc3点以上に均熱後８５
０〜６５０℃まで徐冷し、その温度から５℃／sec以上
で３００℃以下まで冷却し、以後、３００℃以下に再加
熱し若しくはそのまま３００℃以下で１〜２０minの焼
戻し処理を行うことにより、引張強さ９８０Ｎ／mm2以
上で、マルテンサイトが体積率で７０％以上含み、０.
１μm以上のＦe−Ｃ系の析出物が１mm2当たり３×１０5
以下を得ることを特徴とする水素脆化の発生しない超高
強度薄鋼板の製造方法を要旨としている。
を常法により熱間圧延し、酸洗まま又はその後冷間圧延
して、連続焼鈍するに際して、Ａc3点以上に均熱後８５
０〜６５０℃まで徐冷し、その温度から５℃／sec以上
で３００℃以下まで冷却し、以後、３００℃以下に再加
熱し若しくはそのまま３００℃以下で１〜２０minの焼
戻し処理を行うことにより、引張強さ９８０Ｎ／mm2以
上で、マルテンサイトが体積率で７０％以上含み、０.
１μm以上のＦe−Ｃ系の析出物が１mm2当たり３×１０5
以下を得ることを特徴とする水素脆化の発生しない超高
強度薄鋼板の製造方法を要旨としている。
【００１０】
【作用】以下に本発明を更に詳細に説明する。まず、本
発明における炭化物の限定理由を述べる。
発明における炭化物の限定理由を述べる。
【００１１】本発明者らは、プレス成形、曲げ加工など
の冷間加工を行なった超高強度薄鋼板における大気及び
塩水噴霧などの腐食環境下での水素脆化について鋭意研
究を行った。
の冷間加工を行なった超高強度薄鋼板における大気及び
塩水噴霧などの腐食環境下での水素脆化について鋭意研
究を行った。
【００１２】その結果、水素脆化による破壊は冷間加工
部から発生し、破壊が短時間で生じる鋼板は、粒界破壊
が主体の破面であり、０.１μm以上のＦe−Ｃ系の析出
物が１mm2当たり３×１０5よりも多く析出していた。一
方、破壊時間が長い鋼板は、粒内破壊が主体の破面であ
り、水素脆化が発生しない鋼板と同様、０.１μm以上の
Ｆe−Ｃ系の析出物が１mm2当たり３×１０5以下である
ことを見い出した。
部から発生し、破壊が短時間で生じる鋼板は、粒界破壊
が主体の破面であり、０.１μm以上のＦe−Ｃ系の析出
物が１mm2当たり３×１０5よりも多く析出していた。一
方、破壊時間が長い鋼板は、粒内破壊が主体の破面であ
り、水素脆化が発生しない鋼板と同様、０.１μm以上の
Ｆe−Ｃ系の析出物が１mm2当たり３×１０5以下である
ことを見い出した。
【００１３】０.１μmよりも小さいＦe−Ｃ系、又はそ
れ以外の炭化物はいずれの鋼板にも多数存在しており、
水素脆化による破壊の発生時間の長短との関係は認めら
れなかった。
れ以外の炭化物はいずれの鋼板にも多数存在しており、
水素脆化による破壊の発生時間の長短との関係は認めら
れなかった。
【００１４】このように、０.１μm以上のＦe−Ｃ系の
析出物が１mm2当たり３×１０5よりも多く析出している
場合に粒内破壊が主体の破面となり、水素脆化による破
壊時間が短くなる原因については明確でないが、次のよ
うに推定される。
析出物が１mm2当たり３×１０5よりも多く析出している
場合に粒内破壊が主体の破面となり、水素脆化による破
壊時間が短くなる原因については明確でないが、次のよ
うに推定される。
【００１５】すなわち、高い引張りの外力が存在するプ
レス成形等の加工を施した超高強度薄鋼板の製品で、
０.１μm以上のＦe−Ｃ系の析出物が析出していると、
プレス時の冷間加工によって炭化物と母材組織の界面に
高い応力、又はボイドが生成し、その場所に腐食反応で
発生した原子状の水素が集まり、更に応力集中を高める
か、又は亀裂が発生する。析出物は本来格子欠陥の多い
粒界に優先的に析出することから、０.１μm以上のＦe
−Ｃ系の析出物が１mm2当たり３×１０5よりも多くなる
と、粒界での応力集中、又は亀裂の発生頻度も高まり、
粒界破壊が主体の水素脆化が発生する。一方、０.１μm
よりも小さいＦe−Ｃ系の析出物は冷間加工によって炭
化物と母材組織の界面に高い応力、又はボイドが生成し
難く、したがって、粒界での亀裂の発生頻度も低下する
ため、粒界破壊が主体の水素脆化が発生し難いと考えら
れる。
レス成形等の加工を施した超高強度薄鋼板の製品で、
０.１μm以上のＦe−Ｃ系の析出物が析出していると、
プレス時の冷間加工によって炭化物と母材組織の界面に
高い応力、又はボイドが生成し、その場所に腐食反応で
発生した原子状の水素が集まり、更に応力集中を高める
か、又は亀裂が発生する。析出物は本来格子欠陥の多い
粒界に優先的に析出することから、０.１μm以上のＦe
−Ｃ系の析出物が１mm2当たり３×１０5よりも多くなる
と、粒界での応力集中、又は亀裂の発生頻度も高まり、
粒界破壊が主体の水素脆化が発生する。一方、０.１μm
よりも小さいＦe−Ｃ系の析出物は冷間加工によって炭
化物と母材組織の界面に高い応力、又はボイドが生成し
難く、したがって、粒界での亀裂の発生頻度も低下する
ため、粒界破壊が主体の水素脆化が発生し難いと考えら
れる。
【００１６】次に本発明における鋼の化学成分の限定理
由について説明する。
由について説明する。
【００１７】Ｃ：Ｃはマルテンサイトを生成し高強度化
には必須の元素であり、９８０Ｎ／mm2以上の強度を得
るためには０.０５％以上が必要である。しかし、０.２
５％を超えると曲げなどの加工性が低下するため、これ
を上限とする。
には必須の元素であり、９８０Ｎ／mm2以上の強度を得
るためには０.０５％以上が必要である。しかし、０.２
５％を超えると曲げなどの加工性が低下するため、これ
を上限とする。
【００１８】Ｍn：Ｍnは鋼の焼入性を高める元素で、連
続焼鈍設備で安定してマルテンサイトを得るためには
１.０％以上が必要である。しかし、３.０％を超えると
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、加工性が低下するため、これを上限
とする。
続焼鈍設備で安定してマルテンサイトを得るためには
１.０％以上が必要である。しかし、３.０％を超えると
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、加工性が低下するため、これを上限
とする。
【００１９】Ｓ：Ｓは介在物を形成して曲げ加工性など
を劣化させるため、０.０１％以下に抑制する。
を劣化させるため、０.０１％以下に抑制する。
【００２０】Ｎ：Ｎは鋼中に固溶してプレス加工性など
を劣化させるため、０.００８％以下に規定する。
を劣化させるため、０.００８％以下に規定する。
【００２１】以上の元素を必須成分とするが、以下に示
すとおり、必要に応じて、Ｓi、Ｐ、Ｃr、Ｍo、Ｗから
なる群の１種以上、或いはＴi、Ｎb、Ｖ、Ｚrからなる
群の１種以上を適量にて含有させることができる。
すとおり、必要に応じて、Ｓi、Ｐ、Ｃr、Ｍo、Ｗから
なる群の１種以上、或いはＴi、Ｎb、Ｖ、Ｚrからなる
群の１種以上を適量にて含有させることができる。
【００２２】Ｓi：Ｓiは鋼を強化し、延性を高めるため
に有効な元素であるが、３.０％を超えるとその効果が
飽和するのみならず、冷間圧延での荷重が高くなるなど
の問題があるため、これ以下に規定する。
に有効な元素であるが、３.０％を超えるとその効果が
飽和するのみならず、冷間圧延での荷重が高くなるなど
の問題があるため、これ以下に規定する。
【００２３】Ｐ：Ｐは鋼を強化し、延性を高めるために
有効な元素であるが、０.１％を超えると脆化が起こり
易くなるため、これ以下とする。
有効な元素であるが、０.１％を超えると脆化が起こり
易くなるため、これ以下とする。
【００２４】Ｃr、Ｍo：Ｃr、Ｍoは鋼の焼入性を高めて
連続焼鈍設備で安定してマルテンサイトを得るために有
効な元素であるが、それぞれ１.０％を超えると効果が
飽和するため、それぞれ１.０％を上限とする。
連続焼鈍設備で安定してマルテンサイトを得るために有
効な元素であるが、それぞれ１.０％を超えると効果が
飽和するため、それぞれ１.０％を上限とする。
【００２５】Ｗ：Ｗは鋼の強度を高めるために有効な元
素であるが、１.０％を超えると加工性が劣化するた
め、これを上限とする。
素であるが、１.０％を超えると加工性が劣化するた
め、これを上限とする。
【００２６】Ｔi、Ｎb、Ｖ、Ｚr：Ｔi、Ｎb、Ｖ及びＺr
は炭化物を形成し、細粒化に効果があり、鋼の強化に有
効な元素であるが、Ｔiが０.２％を超え、他の元素がそ
れぞれ０.１％を超えると冷間圧延の荷重が高くなるな
どの問題があるため、Ｔiは０.２％以下、他の元素はそ
れぞれ０.１％を上限とする。
は炭化物を形成し、細粒化に効果があり、鋼の強化に有
効な元素であるが、Ｔiが０.２％を超え、他の元素がそ
れぞれ０.１％を超えると冷間圧延の荷重が高くなるな
どの問題があるため、Ｔiは０.２％以下、他の元素はそ
れぞれ０.１％を上限とする。
【００２７】次に本発明の製造方法について述べる。
【００２８】上記化学成分を有する鋼のスラブは連続鋳
造又は造塊によって製造され、常法により熱間圧延し、
酸洗され、又はその後冷間圧延が行なわれる。
造又は造塊によって製造され、常法により熱間圧延し、
酸洗され、又はその後冷間圧延が行なわれる。
【００２９】熱間圧延するに際しては、所定の圧延温度
以上に加熱する必要があるが、鋳造後一旦常温付近まで
冷却し再加熱しても、高温のまま加熱炉に挿入しても、
また鋳造後そのまま圧延しても特に問題はない。圧延は
Ａr3変態点以上の温度で仕上ればよく、その後の冷却条
件、巻取温度についても特に規定されず、常法に従えば
よい。例えば、冷却は平均で３０〜１００℃／secの範
囲で、巻取温度は７５０〜４００℃行えばよい。
以上に加熱する必要があるが、鋳造後一旦常温付近まで
冷却し再加熱しても、高温のまま加熱炉に挿入しても、
また鋳造後そのまま圧延しても特に問題はない。圧延は
Ａr3変態点以上の温度で仕上ればよく、その後の冷却条
件、巻取温度についても特に規定されず、常法に従えば
よい。例えば、冷却は平均で３０〜１００℃／secの範
囲で、巻取温度は７５０〜４００℃行えばよい。
【００３０】次いで連続焼鈍する。連続焼鈍に際して
は、熱延後酸洗したままでも、その後更に２５〜８０％
の冷間圧延を行った鋼板を用いてもよい。連続焼鈍の均
熱温度はＡc3点以上の温度で行う。Ａc3点未満では均熱
過程でフェライトの成長により、組織が不均一となり曲
げ加工性などが低下する。また強度の確保が困難となる
ため望ましくない。均熱後は、急冷開始温度まで１〜３
０℃／secで徐冷する。急冷開始温度はマルテンサイト
組織体積率を７０％以上として所定の強度を確保するた
めに下限を６５０℃とするが、８５０℃を超えると急冷
時に鋼板の形状が悪くなるため、８５０℃を上限とす
る。急冷の冷却速度は５℃／sec以上であればマルテン
サイト組織が得られるため、これを下限とする。冷却方
法は水焼入れ、水冷ロール冷却、気水冷却、及びガスジ
ェット冷却など、その方法は問わない。急冷停止温度は
マルテンサイト組織を主体とするために３００℃以下と
する。
は、熱延後酸洗したままでも、その後更に２５〜８０％
の冷間圧延を行った鋼板を用いてもよい。連続焼鈍の均
熱温度はＡc3点以上の温度で行う。Ａc3点未満では均熱
過程でフェライトの成長により、組織が不均一となり曲
げ加工性などが低下する。また強度の確保が困難となる
ため望ましくない。均熱後は、急冷開始温度まで１〜３
０℃／secで徐冷する。急冷開始温度はマルテンサイト
組織体積率を７０％以上として所定の強度を確保するた
めに下限を６５０℃とするが、８５０℃を超えると急冷
時に鋼板の形状が悪くなるため、８５０℃を上限とす
る。急冷の冷却速度は５℃／sec以上であればマルテン
サイト組織が得られるため、これを下限とする。冷却方
法は水焼入れ、水冷ロール冷却、気水冷却、及びガスジ
ェット冷却など、その方法は問わない。急冷停止温度は
マルテンサイト組織を主体とするために３００℃以下と
する。
【００３１】その後は、３００℃以下で１〜２０minの
焼戻し処理を行うことで所定の強度に調整する。この
際、急冷開始温度が焼戻し処理温度範囲内であればその
温度でそのまま恒温保持してもよく、焼戻し処理温度よ
りも低い場合は再加熱すればよい。焼戻し時間は１min
以上でないとその効果が殆ど認められず、しかし２０mi
nよりも長いとその効果が飽和するのみならず、設備が
巨大化するので望ましくない。また焼戻し処理温度が３
００℃よりも高いと炭化物が所定の量よりも多くなり破
壊特性が劣化するので望ましくない。
焼戻し処理を行うことで所定の強度に調整する。この
際、急冷開始温度が焼戻し処理温度範囲内であればその
温度でそのまま恒温保持してもよく、焼戻し処理温度よ
りも低い場合は再加熱すればよい。焼戻し時間は１min
以上でないとその効果が殆ど認められず、しかし２０mi
nよりも長いとその効果が飽和するのみならず、設備が
巨大化するので望ましくない。また焼戻し処理温度が３
００℃よりも高いと炭化物が所定の量よりも多くなり破
壊特性が劣化するので望ましくない。
【００３２】以上の製造方法により、引張強さ９８０Ｎ
／mm2以上で、マルテンサイトを体積率で７０％以上含
み、０.１μm以上のＦe−Ｃ系の析出物を１mm2当たり３
×１０5以下である超高強度鋼板が得られる。
／mm2以上で、マルテンサイトを体積率で７０％以上含
み、０.１μm以上のＦe−Ｃ系の析出物を１mm2当たり３
×１０5以下である超高強度鋼板が得られる。
【００３３】この超高強度鋼板は塩水噴霧、塩酸浸漬及
び陰極チャージ試験などの腐食環境下の水素脆化試験で
遅れ破壊の発生時間が長くなり、又は破壊せず、水素脆
化に対して優れた耐性を有している。
び陰極チャージ試験などの腐食環境下の水素脆化試験で
遅れ破壊の発生時間が長くなり、又は破壊せず、水素脆
化に対して優れた耐性を有している。
【００３４】また、組織については、所定の強度を確保
するために上記炭化物を含むマルテンサイトが体積率で
７０％以上であればよい。マルテンサイトが１００％で
あっても、或いは他にフェライト、ベイナイト、及び残
留オーステナイトを単独又は複合して３０％以下で含ん
でも、何ら本発明の効果が変わらない。
するために上記炭化物を含むマルテンサイトが体積率で
７０％以上であればよい。マルテンサイトが１００％で
あっても、或いは他にフェライト、ベイナイト、及び残
留オーステナイトを単独又は複合して３０％以下で含ん
でも、何ら本発明の効果が変わらない。
【００３５】なお、連続焼鈍後は調質圧延しても、また
亜鉛などのめっき処理を行っても問題はない。
亜鉛などのめっき処理を行っても問題はない。
【００３６】次に本発明の実施例を示す。
【００３７】表１に示す化学成分の鋼を１２００℃に加
熱した後、３.２mm厚さに熱延し５６０℃で巻取った。
酸洗後板厚０.８mmまで冷間圧延し、表２に示す条件で
連続焼鈍を行なった。０.３％の調質圧延を施した後、
強度、曲げ加工性などの機械的性質、耐水素脆化を調査
した。その結果を表１に示す。
熱した後、３.２mm厚さに熱延し５６０℃で巻取った。
酸洗後板厚０.８mmまで冷間圧延し、表２に示す条件で
連続焼鈍を行なった。０.３％の調質圧延を施した後、
強度、曲げ加工性などの機械的性質、耐水素脆化を調査
した。その結果を表１に示す。
【００３８】耐水素脆化については、３０mmｗ×１５０
mmｌの短冊試験片を曲げ半径１２mmで曲げ加工し、板間
の幅が２４mmになるまで締め込み、表面に２０μmの電
着塗装を施した後、０.５mol／リットルの硫酸＋０.０
００１mol／リットルのＫＳＣＮ溶液中でポテンショス
タットを用いて、自然電位よりも５５０mＶ卑である電
位を与えて割れが発生する時間で評価した。曲げ加工性
は４５度Ｖ曲げ試験により評価した。
mmｌの短冊試験片を曲げ半径１２mmで曲げ加工し、板間
の幅が２４mmになるまで締め込み、表面に２０μmの電
着塗装を施した後、０.５mol／リットルの硫酸＋０.０
００１mol／リットルのＫＳＣＮ溶液中でポテンショス
タットを用いて、自然電位よりも５５０mＶ卑である電
位を与えて割れが発生する時間で評価した。曲げ加工性
は４５度Ｖ曲げ試験により評価した。
【００３９】表１より明らかなように、本発明例はいず
れも９８０Ｎ／mm2以上の引張強度と良好な加工性を示
し、また図１に示すように、０.１μm以上の炭化物が少
なく、割れ発生までの時間が９８０sec以上と長く耐水
素脆化が優れている。
れも９８０Ｎ／mm2以上の引張強度と良好な加工性を示
し、また図１に示すように、０.１μm以上の炭化物が少
なく、割れ発生までの時間が９８０sec以上と長く耐水
素脆化が優れている。
【００４０】これに対し、比較例の鋼Ｎo.１、７、８
は、化学成分が本発明範囲から外れており、所定の強度
が確保できず、又は加工性が悪い。また鋼Ｎo.３、６、
１６、２２、２３、２４、２５は、焼鈍条件が本発明範
囲から外れており、マルテンサイトの体積率が不足し所
定の強度が確保できず、又は図２に示すように０.１μm
以上の炭化物が多く、割れ発生までの時間が短く耐水素
脆化が劣っている。
は、化学成分が本発明範囲から外れており、所定の強度
が確保できず、又は加工性が悪い。また鋼Ｎo.３、６、
１６、２２、２３、２４、２５は、焼鈍条件が本発明範
囲から外れており、マルテンサイトの体積率が不足し所
定の強度が確保できず、又は図２に示すように０.１μm
以上の炭化物が多く、割れ発生までの時間が短く耐水素
脆化が劣っている。
【００４１】
【表１】
【００４２】
【表２】
【００４３】
【発明の効果】以上説明したように、本発明によれば、
自動車のバンパー及びドアインパクトビームなどの補強
部材として最適な９８０Ｎ／mm2以上の引張強度と良好
な加工性を有し、しかも使用時に問題となる水素脆化に
ついて優れた耐性を有している超高強度薄鋼板を提供で
きるので、上述のような強度部材、補強部材などの軽量
化に寄与する効果は顕著である。
自動車のバンパー及びドアインパクトビームなどの補強
部材として最適な９８０Ｎ／mm2以上の引張強度と良好
な加工性を有し、しかも使用時に問題となる水素脆化に
ついて優れた耐性を有している超高強度薄鋼板を提供で
きるので、上述のような強度部材、補強部材などの軽量
化に寄与する効果は顕著である。
【図１】実施例で得られた鋼板の金属組織を示す写真
で、抽出レプリカによる炭化物の分布状況を示してお
り、（ａ）は本発明例、（ｂ）は比較例の場合である。
で、抽出レプリカによる炭化物の分布状況を示してお
り、（ａ）は本発明例、（ｂ）は比較例の場合である。
Claims (4)
- 【請求項１】 重量％で(以下、同じ)、Ｃ：０.０５〜
０.２５％、Ｍn：１.０〜３.０％、Ａl：０.０２５〜
０.１００％、Ｓ：０.０１％以下、Ｎ：０.００８％以
下を含み、残部が不可避的不純物からなる組成を有し、
引張強さ９８０Ｎ／mm2以上で、マルテンサイトを体積
率で７０％以上含む超高強度薄鋼板において、０.１μm
以上のＦe−Ｃ系の析出物が１mm2当たり３×１０5以下
であることを特徴とする水素脆化の発生しない超高強度
薄鋼板。 - 【請求項２】 更に、Ｓi：３.０％以下、Ｐ：０.１％
以下、Ｃr：１.０％以下、Ｍo：１.０％以下、Ｗ：１.
０％以下の１種以上を含むことを特徴とする請求項１に
記載の水素脆化の発生しない超高強度薄鋼板。 - 【請求項３】 更に、Ｔi：０.２％以下、Ｎb：０.１％
以下、Ｖ：０.１％以下、Ｚr：０.１％以下の１種以上
を含むことを特徴とする請求項１又は２に記載の水素脆
化の発生しない超高強度薄鋼板。 - 【請求項４】 請求項１、２又は３に記載の組成を有す
る鋼を常法により熱間圧延し、酸洗まま又はその後冷間
圧延して、連続焼鈍するに際して、Ａc3点以上に均熱後
８５０〜６５０℃まで徐冷し、その温度から５℃／sec
以上で３００℃以下まで冷却し、以後、３００℃以下に
再加熱し若しくはそのまま３００℃以下で１〜２０min
の焼戻し処理を行うことにより、引張強さ９８０Ｎ／mm
2以上で、マルテンサイトが体積率で７０％以上含み、
０.１μm以上のＦe−Ｃ系の析出物が１mm2当たり３×１
０5以下を得ることを特徴とする水素脆化の発生しない
超高強度薄鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP35210293A JP2826058B2 (ja) | 1993-12-29 | 1993-12-29 | 水素脆化の発生しない超高強度薄鋼板及び製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP35210293A JP2826058B2 (ja) | 1993-12-29 | 1993-12-29 | 水素脆化の発生しない超高強度薄鋼板及び製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07197183A true JPH07197183A (ja) | 1995-08-01 |
| JP2826058B2 JP2826058B2 (ja) | 1998-11-18 |
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ID=18421797
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| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP35210293A Expired - Fee Related JP2826058B2 (ja) | 1993-12-29 | 1993-12-29 | 水素脆化の発生しない超高強度薄鋼板及び製造方法 |
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|---|---|
| JP (1) | JP2826058B2 (ja) |
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| JP2005163115A (ja) * | 2003-12-03 | 2005-06-23 | Jfe Steel Kk | 形状の良好な超高強度鋼板の製造方法 |
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-
1993
- 1993-12-29 JP JP35210293A patent/JP2826058B2/ja not_active Expired - Fee Related
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