JP2751760B2 - 耐水素遅れ割れ特性に優れた超高強度薄鋼板及びその 製造方法 - Google Patents
耐水素遅れ割れ特性に優れた超高強度薄鋼板及びその 製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、耐水素遅れ割れ特性に
優れた超高強度薄鋼板及びその製造方法に関するもの
で、例えば、車輛の乗員の安全性を確保するために要求
されている自動車用のバンパーのレインフォースメント
（強化材）やドアー用のガードバー（強化棒）のような
耐衝撃部材などの用途に適した１０００Ｎ／ｍｍ2 以上
の引張強度を有する超高強度薄鋼板、代表的なものとし
ては、超高強度熱延鋼板及び超高強度冷延鋼板、及び、
その製造方法に関するものである。
優れた超高強度薄鋼板及びその製造方法に関するもの
で、例えば、車輛の乗員の安全性を確保するために要求
されている自動車用のバンパーのレインフォースメント
（強化材）やドアー用のガードバー（強化棒）のような
耐衝撃部材などの用途に適した１０００Ｎ／ｍｍ2 以上
の引張強度を有する超高強度薄鋼板、代表的なものとし
ては、超高強度熱延鋼板及び超高強度冷延鋼板、及び、
その製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】引張強度が１０００Ｎ／ｍｍ2 以上の鋼
材においては、応力場が存在すると鋼中の水素が応力勾
配に沿って拡散し、さらに局部的に濃化し、強度に応じ
た限界量に達すると、いわゆる遅れ割れが生じやすくな
る。この割れが生じる限界水素量は、強度が高いほど低
くなる。引張強度を１０００Ｎ／ｍｍ2 以上に高めるた
めには、硬質相であるマルテンサイト相を確保すること
が必須である。
材においては、応力場が存在すると鋼中の水素が応力勾
配に沿って拡散し、さらに局部的に濃化し、強度に応じ
た限界量に達すると、いわゆる遅れ割れが生じやすくな
る。この割れが生じる限界水素量は、強度が高いほど低
くなる。引張強度を１０００Ｎ／ｍｍ2 以上に高めるた
めには、硬質相であるマルテンサイト相を確保すること
が必須である。
【０００３】このため、熱延板の場合は、Ａｒ1 変態点
以上より高い温度からランナウトテーブル上における水
冷処理が実施され、冷延鋼板の場合は、Ａｃ1 変態点よ
り高い温度に鋼板を再加熱し、ガスジェット冷却、ロー
ル冷却、あるいは、ミストまたは噴流水冷等による一般
的に焼入れとよばれる急冷処理を実施する。このような
急冷処理を施すと、現状の技術では、不可避的に冷却む
らが生じ、焼入れ歪みが発生する。また、高強度ゆえに
通常のスキンパスロールでは、この歪みを矯正しきれな
いという問題を抱えている。
以上より高い温度からランナウトテーブル上における水
冷処理が実施され、冷延鋼板の場合は、Ａｃ1 変態点よ
り高い温度に鋼板を再加熱し、ガスジェット冷却、ロー
ル冷却、あるいは、ミストまたは噴流水冷等による一般
的に焼入れとよばれる急冷処理を実施する。このような
急冷処理を施すと、現状の技術では、不可避的に冷却む
らが生じ、焼入れ歪みが発生する。また、高強度ゆえに
通常のスキンパスロールでは、この歪みを矯正しきれな
いという問題を抱えている。
【０００４】先に述べた耐衝撃用部材等は、冷間または
温間でパイプやチャンネルなどの形状に成形されるため
に、素材の歪みが大きいと成形後に局部的な残留歪みが
発生する。この残留歪は、後述するように水素による遅
れ割れの原因となる。しかしながら、従来は、特開昭６
１−３８４３号公報、特開昭６１−２１７５２９号公報
などが開示するように加工性の向上に技術の焦点が当て
られており、前述の水素による割れの問題に対しては何
ら配慮がされてないために、その需要拡大は制限されて
いるのが現状である。
温間でパイプやチャンネルなどの形状に成形されるため
に、素材の歪みが大きいと成形後に局部的な残留歪みが
発生する。この残留歪は、後述するように水素による遅
れ割れの原因となる。しかしながら、従来は、特開昭６
１−３８４３号公報、特開昭６１−２１７５２９号公報
などが開示するように加工性の向上に技術の焦点が当て
られており、前述の水素による割れの問題に対しては何
ら配慮がされてないために、その需要拡大は制限されて
いるのが現状である。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、１０００Ｎ
／ｍｍ2 以上の引張強度を有し、かつ、耐水素遅れ割れ
特性に優れた超高強度薄鋼板、及び、その製造方法に関
するものである。
／ｍｍ2 以上の引張強度を有し、かつ、耐水素遅れ割れ
特性に優れた超高強度薄鋼板、及び、その製造方法に関
するものである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明は、上記課題を解
決するため以下の発明を提案する。 （１）下記の特性（組成はｗｔ％である）を有する耐水
素遅れ割れ特性に優れた超高強度薄鋼板。 （ａ）C:0.1 〜0.25 %、 Si:1% 以下、 Mn:
１〜2.5 % 、P:0.02% 以下、 S:0.005 % 以下、
sol.Al:0.01〜0.05 %、N:0.001 〜0.005 %を含有
し、残部がFeおよび不可避的不純物よりなる成分組成を
有する薄鋼板であって、（ｂ）前記鋼板の急峻度λ
（％）と板厚ｔ（mm）の積が下記の関係を有する薄鋼板
である。 λ×t ≦1.5 ＋300000／｛4400×Ｐcm−TS＋500)×TS｝ ここで、TS(N/mm2) は前記薄鋼板の引張強度であり、 Ｐcm＝C+Mn/20+Si/30+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+5B+Nb/
10+Ti/10+V/10 である。
決するため以下の発明を提案する。 （１）下記の特性（組成はｗｔ％である）を有する耐水
素遅れ割れ特性に優れた超高強度薄鋼板。 （ａ）C:0.1 〜0.25 %、 Si:1% 以下、 Mn:
１〜2.5 % 、P:0.02% 以下、 S:0.005 % 以下、
sol.Al:0.01〜0.05 %、N:0.001 〜0.005 %を含有
し、残部がFeおよび不可避的不純物よりなる成分組成を
有する薄鋼板であって、（ｂ）前記鋼板の急峻度λ
（％）と板厚ｔ（mm）の積が下記の関係を有する薄鋼板
である。 λ×t ≦1.5 ＋300000／｛4400×Ｐcm−TS＋500)×TS｝ ここで、TS(N/mm2) は前記薄鋼板の引張強度であり、 Ｐcm＝C+Mn/20+Si/30+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+5B+Nb/
10+Ti/10+V/10 である。
【０００７】（２）上記（１）記載の成分組成に、更に Nb:0.005〜0.05% 、 Ti:0.005〜0.05% 、 V:0.01
〜0.1%Cr:0.1〜1.0 % 、 Mo:0.1〜0.5 % 、
Cu:0.2〜1 % 、Ni:0.2〜1 % 、 B:0.0003〜0.00
35 %のうち１種または２種以上を含有することを特徴と
する請求項１記載の耐水素遅れ割れ特性に優れた超高強
度薄鋼板。
〜0.1%Cr:0.1〜1.0 % 、 Mo:0.1〜0.5 % 、
Cu:0.2〜1 % 、Ni:0.2〜1 % 、 B:0.0003〜0.00
35 %のうち１種または２種以上を含有することを特徴と
する請求項１記載の耐水素遅れ割れ特性に優れた超高強
度薄鋼板。
【０００８】 （３）下記の工程からなる耐水素遅れ割
れ特性に優れた超高強度薄鋼板の製造方法。 を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組
成であって、さらに のうち１種または２種以上を含有する熱延鋼板を仕上げ
圧延後急冷して巻き取る工程、又は冷延鋼板を連続焼鈍
炉において加熱後Ａｃ１変態点以上の温度から急冷し続
いて焼戻す工程と、 （ｂ）前記工程を経た熱延鋼板又は焼鈍した冷延鋼板に
降伏強度の１５％以上の張力を与え０．３％以上伸張さ
せて、鋼板の急峻度λ（％）と板厚ｔ（ｍｍ）の積が下
式を満足するように歪矯正する工程。 λ×ｔ≦１．５＋３０００００／｛（４４００×Ｐ ｃｍ
−ＴＳ＋５００） ×ＴＳ｝ ここで、ＴＳ（Ｎ／ｍｍ ２ ）は前記薄鋼板の引張強度で
あり、 Ｐ ｃｍ ＝Ｃ＋Ｍｎ／２０＋Ｓｉ／３０＋Ｃｕ／２０＋Ｎ
ｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋５Ｂ＋Ｎｂ／１０
＋Ｔｉ／１０＋Ｖ／１０である。
れ特性に優れた超高強度薄鋼板の製造方法。 を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組
成であって、さらに のうち１種または２種以上を含有する熱延鋼板を仕上げ
圧延後急冷して巻き取る工程、又は冷延鋼板を連続焼鈍
炉において加熱後Ａｃ１変態点以上の温度から急冷し続
いて焼戻す工程と、 （ｂ）前記工程を経た熱延鋼板又は焼鈍した冷延鋼板に
降伏強度の１５％以上の張力を与え０．３％以上伸張さ
せて、鋼板の急峻度λ（％）と板厚ｔ（ｍｍ）の積が下
式を満足するように歪矯正する工程。 λ×ｔ≦１．５＋３０００００／｛（４４００×Ｐ ｃｍ
−ＴＳ＋５００） ×ＴＳ｝ ここで、ＴＳ（Ｎ／ｍｍ ２ ）は前記薄鋼板の引張強度で
あり、 Ｐ ｃｍ ＝Ｃ＋Ｍｎ／２０＋Ｓｉ／３０＋Ｃｕ／２０＋Ｎ
ｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋５Ｂ＋Ｎｂ／１０
＋Ｔｉ／１０＋Ｖ／１０である。
【０００９】
【作用】本発明者らの研究によれば、曲げなどにより成
形した実部材の水素による遅れ割れは、その実部材の素
材の板厚と板形状と密接な関係があり、しかも、適正な
板厚と板形状範囲は強度および化学組成により規定され
る。すなわち、先にのべたように前記素材の歪みが大き
いと、パイプやチャンネルなどに成形された場合に、局
部的に不均一な変形が生じ、残留応力が発生する。
形した実部材の水素による遅れ割れは、その実部材の素
材の板厚と板形状と密接な関係があり、しかも、適正な
板厚と板形状範囲は強度および化学組成により規定され
る。すなわち、先にのべたように前記素材の歪みが大き
いと、パイプやチャンネルなどに成形された場合に、局
部的に不均一な変形が生じ、残留応力が発生する。
【００１０】このような残留応力の存在こそが水素の応
力勾配に沿った拡散を招き、局所的な濃化や集積による
遅れ割れの原因となる。逆に言えば、素材の板厚と板形
状を適正にすれば水素割れは回避できる。また、水素割
れ感受性は、素材の強度が高くなるほど高いが、マクロ
的な強度よりも水素が集積する部分のミクロ的な強度が
重要である。したがって、偏析などを考慮すると、実用
的には素材の化学組成が重要な要素であり、許容板厚や
板厚形状範囲は強度と化学組成の関数として表すことが
可能である。
力勾配に沿った拡散を招き、局所的な濃化や集積による
遅れ割れの原因となる。逆に言えば、素材の板厚と板形
状を適正にすれば水素割れは回避できる。また、水素割
れ感受性は、素材の強度が高くなるほど高いが、マクロ
的な強度よりも水素が集積する部分のミクロ的な強度が
重要である。したがって、偏析などを考慮すると、実用
的には素材の化学組成が重要な要素であり、許容板厚や
板厚形状範囲は強度と化学組成の関数として表すことが
可能である。
【００１１】以下本発明の作用を説明する。まず、本発
明において用いる鋼の成分の限定理由は以下の通りであ
る。 Ｃ：０．１〜０．２５％とする。Ｃは、マルテンサイト
組織の強度を上昇させるために必須の元素で、下限は所
望の強度が得られる最低限として０．１％とする。ま
た、上限の０．２５％は、これ以上添加すると焼入れ後
の焼戻しにおいてマルテンサイト相内に析出する炭化物
が粗大化し易くなり、耐遅れ割れ特性に悪影響を及ぼす
からである。
明において用いる鋼の成分の限定理由は以下の通りであ
る。 Ｃ：０．１〜０．２５％とする。Ｃは、マルテンサイト
組織の強度を上昇させるために必須の元素で、下限は所
望の強度が得られる最低限として０．１％とする。ま
た、上限の０．２５％は、これ以上添加すると焼入れ後
の焼戻しにおいてマルテンサイト相内に析出する炭化物
が粗大化し易くなり、耐遅れ割れ特性に悪影響を及ぼす
からである。
【００１２】Ｓｉ：１％以下とする。Ｓｉは鋼板の延性
の向上および焼戻し軟化抵抗に対して有効であるため、
適量添加するが、１％を超えて添加すると鋼板の表面性
状が劣化し、耐遅れ割れ特性に悪影響を及ぼす。そのた
め、Ｓｉの添加量は１％以下とする。
の向上および焼戻し軟化抵抗に対して有効であるため、
適量添加するが、１％を超えて添加すると鋼板の表面性
状が劣化し、耐遅れ割れ特性に悪影響を及ぼす。そのた
め、Ｓｉの添加量は１％以下とする。
【００１３】Ｍｎ：１〜２．５％とする。Ｍｎは、鋼の
焼入れ性を向上させ、マルテンサイト組織を得るために
必要かつ安価な元素である。このため、Ｍｎの下限は１
％とするが、過剰に添加すると鋳造時の偏析に起因する
バンド組織が発生し、耐遅れ割れ特性に悪影響を及ぼ
す。このため、添加量の上限は２．５％とする。
焼入れ性を向上させ、マルテンサイト組織を得るために
必要かつ安価な元素である。このため、Ｍｎの下限は１
％とするが、過剰に添加すると鋳造時の偏析に起因する
バンド組織が発生し、耐遅れ割れ特性に悪影響を及ぼ
す。このため、添加量の上限は２．５％とする。
【００１４】Ｐ：０．０２％以下とする。Ｐは、粒界に
偏析し易く、０．０２％を超えて含有すると鋼板の耐遅
れ割れ特性に悪影響を及ぼす。このため、Ｐの含有量を
０．０２％以下とする。
偏析し易く、０．０２％を超えて含有すると鋼板の耐遅
れ割れ特性に悪影響を及ぼす。このため、Ｐの含有量を
０．０２％以下とする。
【００１５】Ｓ：０．００５％以下とする。Ｓは、含有
量が高いと、圧延方向に伸びた介在物（ＭｎＳ）が多く
なり、割れの起点として鋼板の耐遅れ割れ特性に悪影響
を及ぼす。このため、Ｓの含有量を０．００５％以下と
する。
量が高いと、圧延方向に伸びた介在物（ＭｎＳ）が多く
なり、割れの起点として鋼板の耐遅れ割れ特性に悪影響
を及ぼす。このため、Ｓの含有量を０．００５％以下と
する。
【００１６】ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．０５％とす
る。Ａｌは、鋼の脱酸剤として使用されるが、ｓｏｌ．
Ａｌとして０．０１％未満では、シリケート系介在物が
残存し、耐遅れ割れ特性に悪影響を及ぼす。そのため
０．０１％以上添加する必要がある。一方、多すぎると
アルミナ系介在物の増加をまねくため、０．０５％を上
限とする。
る。Ａｌは、鋼の脱酸剤として使用されるが、ｓｏｌ．
Ａｌとして０．０１％未満では、シリケート系介在物が
残存し、耐遅れ割れ特性に悪影響を及ぼす。そのため
０．０１％以上添加する必要がある。一方、多すぎると
アルミナ系介在物の増加をまねくため、０．０５％を上
限とする。
【００１７】Ｎ：０．００１〜０．００６％とする。Ｎ
はＡｌなどと窒化物を形成し、組織を微細化し耐遅れ割
れ特性を向上させるので、０．００１％以上は確保しな
ければならないが、過剰の場合は窒化物が粗大となり、
遅れ割れの起点となり、悪影響を及ぼすため、上限は
０．００６％とする。以上を基本的成分組成とするが、
以下の成分の１以上を含有させたものを請求項２の発明
とする。
はＡｌなどと窒化物を形成し、組織を微細化し耐遅れ割
れ特性を向上させるので、０．００１％以上は確保しな
ければならないが、過剰の場合は窒化物が粗大となり、
遅れ割れの起点となり、悪影響を及ぼすため、上限は
０．００６％とする。以上を基本的成分組成とするが、
以下の成分の１以上を含有させたものを請求項２の発明
とする。
【００１８】Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖについて。請求項２の発明
は、請求項１の発明の成分に更に、 Nb:0.005〜0.05% 、 Ti:0.005〜0.05% 、 V:0.01
〜0.1%のうち少なくとも１種以上を含有させるたもので
ある。Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖは、いずれも焼入れ性を高め、炭
窒化物を形成し組織を微細化する元素であり、耐遅れ割
れ特性の向上に有効である。それぞれの下限は、所望の
効果を得るための最低量である。また、それぞれの上限
はこれ以上添加してもその効果が飽和するばかりか、炭
窒化物が粗大化し遅れ割れ特性に影響を及ぼすため、そ
れぞれの適正範囲を上記の通りとする。これらの元素を
含む薄鋼板（請求項２）は、これらの元素を含まない薄
鋼板（請求項１）よりも引張強度と耐遅れ割れ特性に一
層優れている。
は、請求項１の発明の成分に更に、 Nb:0.005〜0.05% 、 Ti:0.005〜0.05% 、 V:0.01
〜0.1%のうち少なくとも１種以上を含有させるたもので
ある。Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖは、いずれも焼入れ性を高め、炭
窒化物を形成し組織を微細化する元素であり、耐遅れ割
れ特性の向上に有効である。それぞれの下限は、所望の
効果を得るための最低量である。また、それぞれの上限
はこれ以上添加してもその効果が飽和するばかりか、炭
窒化物が粗大化し遅れ割れ特性に影響を及ぼすため、そ
れぞれの適正範囲を上記の通りとする。これらの元素を
含む薄鋼板（請求項２）は、これらの元素を含まない薄
鋼板（請求項１）よりも引張強度と耐遅れ割れ特性に一
層優れている。
【００１９】Ｃｒ，Ｍｏ，Ｃｕ，Ｎｉ，及び、Ｂについ
て。請求項２の発明は、請求項１記載の発明に、更に、 Cr:0.1〜1.% 、 Mo:0.1〜0.5 % 、 Cu:0.2
〜1 % 、Ni:0.2〜1 % 、 B:0.0003〜0.0035 %の
うち少なくとも１種以上を含有させることが出来る。Ｃ
ｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｂは、それぞれ焼入れ性を向上
させる効果がある。下限は所望の効果を得るための最低
の量である。しかし、過剰に添加してもその効果は飽和
し、逆に経済性を損ねることにもなるので、それぞれの
適正範囲を上記の通りとする。これらの元素を含む薄鋼
板（請求項２）は、これらの元素を含まない薄鋼板（請
求項１）よりも強度の点で優れている。
て。請求項２の発明は、請求項１記載の発明に、更に、 Cr:0.1〜1.% 、 Mo:0.1〜0.5 % 、 Cu:0.2
〜1 % 、Ni:0.2〜1 % 、 B:0.0003〜0.0035 %の
うち少なくとも１種以上を含有させることが出来る。Ｃ
ｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｂは、それぞれ焼入れ性を向上
させる効果がある。下限は所望の効果を得るための最低
の量である。しかし、過剰に添加してもその効果は飽和
し、逆に経済性を損ねることにもなるので、それぞれの
適正範囲を上記の通りとする。これらの元素を含む薄鋼
板（請求項２）は、これらの元素を含まない薄鋼板（請
求項１）よりも強度の点で優れている。
【００２０】次に、板形状の影響について述べる。本発
明の請求範囲の成分系で引張強度を１０００Ｎ／ｍｍ2
以上に高めるためには、熱延鋼板の場合は熱間圧延後、
冷延鋼板の場合は冷延後にＡｃ1 変態点以上に加熱後、
焼入れと呼ばれる急冷処理が必要である。しかし、この
急冷の際、不可避的な局部的冷却むらなどに起因して、
鋼板に顕著な歪みが生ずる。
明の請求範囲の成分系で引張強度を１０００Ｎ／ｍｍ2
以上に高めるためには、熱延鋼板の場合は熱間圧延後、
冷延鋼板の場合は冷延後にＡｃ1 変態点以上に加熱後、
焼入れと呼ばれる急冷処理が必要である。しかし、この
急冷の際、不可避的な局部的冷却むらなどに起因して、
鋼板に顕著な歪みが生ずる。
【００２１】このような歪みのある鋼板をプレス成形に
よりパイプとし、湿潤環境下での遅れ割れ挙動を調査し
た結果、熱延板あるいは冷延鋼板によらずこれらの素材
の板厚が厚く、板形状が不良なものほど遅れ割れ感受性
が高いこと、特に、素材の成分が高く、強度が高い場合
にその傾向が顕著になることが明らかとなった。すなわ
ち、後述する図１が示す通り急峻度（λ（％））と板厚
（ｔ（ｍｍ））の積を下式の範囲にすることが、水素に
よる遅れ割れ対策として有効である。
よりパイプとし、湿潤環境下での遅れ割れ挙動を調査し
た結果、熱延板あるいは冷延鋼板によらずこれらの素材
の板厚が厚く、板形状が不良なものほど遅れ割れ感受性
が高いこと、特に、素材の成分が高く、強度が高い場合
にその傾向が顕著になることが明らかとなった。すなわ
ち、後述する図１が示す通り急峻度（λ（％））と板厚
（ｔ（ｍｍ））の積を下式の範囲にすることが、水素に
よる遅れ割れ対策として有効である。
【００２２】 λ×t ≦1.5 ＋300000／｛(4400 ×Ｐcm−TS＋500)×TS｝ ここで、ＴＳは鋼板のTS(N/mm2) は引張強度で、Ｐ
cmは、 Ｐcm＝C+Mn/20+Si/30+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+5B+Nb/
10+Ti/10+V/10 であり、急峻度λ（％）は、鋼板の長さ
１ｍ当たりの反り量の割合（％）である。
cmは、 Ｐcm＝C+Mn/20+Si/30+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+5B+Nb/
10+Ti/10+V/10 であり、急峻度λ（％）は、鋼板の長さ
１ｍ当たりの反り量の割合（％）である。
【００２３】この上式の意義を説明する。まず、板厚が
厚いほど板厚方向の拘束力が大きくなり、遅れ割れ感受
性が高まるので、前記急峻度で表される素材の歪みは小
さく抑えなければならない。次に、上式の分母中4400×
Ｐcm−ＴＳ＋500 は成分パラメーター（Ｐcmで代表され
る）が高いほど、急峻度を小さく抑えなければならな
い。また与えられた成分に対しては、強度が高いほうが
望ましいことを意味する。上式の分母中のＴＳは強度が
低いほうが望ましいことを意味し、上記成分パラメータ
の意義とは、一見矛盾するが、遅れ割れに対しては、高
成分で強度を低くすることが問題となる。
厚いほど板厚方向の拘束力が大きくなり、遅れ割れ感受
性が高まるので、前記急峻度で表される素材の歪みは小
さく抑えなければならない。次に、上式の分母中4400×
Ｐcm−ＴＳ＋500 は成分パラメーター（Ｐcmで代表され
る）が高いほど、急峻度を小さく抑えなければならな
い。また与えられた成分に対しては、強度が高いほうが
望ましいことを意味する。上式の分母中のＴＳは強度が
低いほうが望ましいことを意味し、上記成分パラメータ
の意義とは、一見矛盾するが、遅れ割れに対しては、高
成分で強度を低くすることが問題となる。
【００２４】すなわち、高成分系で強度を低くするため
には、軟質のフェライト相の分率を高めるか、炭化物の
粗大化が避けられない高温の焼戻しを実施しなければな
らず、いずれにせよ組織の不均一からは免れない。素材
の歪みに起因する局部応力はこのような不均一でとくに
高まることから、水素遅れ割れにたいしては、結論的に
は強度は低い方が望ましいが、必要な強度を確保するう
えにおいては、できるだけ低成分系とすることが、結果
的には素材の歪みの許容度を高めることになる。
には、軟質のフェライト相の分率を高めるか、炭化物の
粗大化が避けられない高温の焼戻しを実施しなければな
らず、いずれにせよ組織の不均一からは免れない。素材
の歪みに起因する局部応力はこのような不均一でとくに
高まることから、水素遅れ割れにたいしては、結論的に
は強度は低い方が望ましいが、必要な強度を確保するう
えにおいては、できるだけ低成分系とすることが、結果
的には素材の歪みの許容度を高めることになる。
【００２５】したがって、急峻度と板厚の積は上記のよ
うに成分パラメーター（Ｐcm）と素材の強度（ＴＳ）に
より表されることになる。図１には水素による遅れ割れ
サイクル数を［ 1.5＋300000／｛(4400 Ｐcm−TS＋500)
×TS｝］／（λ×ｔ）なる関係式で整理したものであ
る。本式が１以上の場合、サイクル数が格段に上昇す
る。すなわち、λ×t ≦1.5 ＋300000／｛4400Ｐcm−TS
＋500)×TS｝なる関係を満足させれば、水素による遅れ
割れ感受性を大幅に低減できる。ただし、後述するよう
に、矯正時の降伏応力にたいする張力の比が小さいと若
干ではあるが水素割れ感受性は高まる。
うに成分パラメーター（Ｐcm）と素材の強度（ＴＳ）に
より表されることになる。図１には水素による遅れ割れ
サイクル数を［ 1.5＋300000／｛(4400 Ｐcm−TS＋500)
×TS｝］／（λ×ｔ）なる関係式で整理したものであ
る。本式が１以上の場合、サイクル数が格段に上昇す
る。すなわち、λ×t ≦1.5 ＋300000／｛4400Ｐcm−TS
＋500)×TS｝なる関係を満足させれば、水素による遅れ
割れ感受性を大幅に低減できる。ただし、後述するよう
に、矯正時の降伏応力にたいする張力の比が小さいと若
干ではあるが水素割れ感受性は高まる。
【００２６】次に本発明の製造方法について述べる（請
求項３の説明）。本発明では、通常の製造工程により前
述の成分組成を有するスラブを用意し、熱間圧延し、そ
の後冷間圧延して冷延鋼板を得る。前記冷延鋼板の歪み
矯正法は、降伏強度の１５％以上の張力を負荷したうえ
で、０．３％以上伸張させる。図２に示すように、張力
が降伏強度の１５％未満の場合には、素材の強度が高い
ために、矯正のための負荷が過大となるばかりでなく、
板幅方向の矯正が不均一となり、０．３％以上伸張させ
ても、矯正による耐遅れ割れ性の向上が少なくなる。
求項３の説明）。本発明では、通常の製造工程により前
述の成分組成を有するスラブを用意し、熱間圧延し、そ
の後冷間圧延して冷延鋼板を得る。前記冷延鋼板の歪み
矯正法は、降伏強度の１５％以上の張力を負荷したうえ
で、０．３％以上伸張させる。図２に示すように、張力
が降伏強度の１５％未満の場合には、素材の強度が高い
ために、矯正のための負荷が過大となるばかりでなく、
板幅方向の矯正が不均一となり、０．３％以上伸張させ
ても、矯正による耐遅れ割れ性の向上が少なくなる。
【００２７】また、伸張率については、図３に示すよう
に、０．３％未満だと焼入れ歪みがほとんど矯正されな
い。したがって、均一かつ十分に矯正するには、降伏点
強度の１５％以上の張力を負荷したうえで、０．３％以
上伸張させなければならない。なお、矯正は熱延板の場
合は、酸洗の前後いずれでもよく、冷延鋼板の場合は焼
鈍後に行うのが一般的である。また、具体的な方法とし
て、冷間圧延機でも又テンションレベラーで行ってもよ
い。
に、０．３％未満だと焼入れ歪みがほとんど矯正されな
い。したがって、均一かつ十分に矯正するには、降伏点
強度の１５％以上の張力を負荷したうえで、０．３％以
上伸張させなければならない。なお、矯正は熱延板の場
合は、酸洗の前後いずれでもよく、冷延鋼板の場合は焼
鈍後に行うのが一般的である。また、具体的な方法とし
て、冷間圧延機でも又テンションレベラーで行ってもよ
い。
【００２８】
【実施例】表１に示す本発明鋼と比較鋼を、熱延鋼板の
場合は、加熱度１２００℃、仕上げ温度８８０℃とし、
ランナウトテーブル上での強制冷却により、冷却速度８
０〜１００℃／秒を確保し、１００℃で巻き取り板厚
１．６〜３．２ｍｍの熱延板とした。
場合は、加熱度１２００℃、仕上げ温度８８０℃とし、
ランナウトテーブル上での強制冷却により、冷却速度８
０〜１００℃／秒を確保し、１００℃で巻き取り板厚
１．６〜３．２ｍｍの熱延板とした。
【００２９】冷延鋼板の場合は、スラブの加熱温度１２
００℃、仕上げ温度８２０℃、巻き取り温度６００℃で
熱間圧延し、板厚３ｍｍの熱延板とし、これを酸洗後、
板厚１．２〜２．０ｍｍに冷間圧延し、続いて連続焼鈍
ラインにおいて８４０℃〜８７０℃に加熱し、７９０℃
〜８２０℃から冷却速度４００〜１８００℃／秒で焼入
れし、引き続き２４０℃で焼戻しを行った。
００℃、仕上げ温度８２０℃、巻き取り温度６００℃で
熱間圧延し、板厚３ｍｍの熱延板とし、これを酸洗後、
板厚１．２〜２．０ｍｍに冷間圧延し、続いて連続焼鈍
ラインにおいて８４０℃〜８７０℃に加熱し、７９０℃
〜８２０℃から冷却速度４００〜１８００℃／秒で焼入
れし、引き続き２４０℃で焼戻しを行った。
【００３０】このようにして得られた鋼板に対して、表
２に示す条件で冷間圧延機あるいはテンションレベラー
により矯正後、引張強度と耐遅れ割れ特性を評価した。
表２に示す引張強度と耐遅れ割れ特性は、いずれも圧延
方向に直角な方向に対して、試験を行った結果である。
２に示す条件で冷間圧延機あるいはテンションレベラー
により矯正後、引張強度と耐遅れ割れ特性を評価した。
表２に示す引張強度と耐遅れ割れ特性は、いずれも圧延
方向に直角な方向に対して、試験を行った結果である。
【００３１】次に、実部品を想定した耐遅れ割れ特性の
評価法について説明する。先の条件で製造した素材を、
Ｕ字形−Ｏ字形２段プレスにより、圧延方向と直角に長
さ１０００ｍｍ、内径１０ｍｍのパイプとした。この時
の幅方向端部のギャップは約２ｍｍであった。さらに、
幅方向に締め付け後、長手方向に端部を突き合せてＭＩ
Ｇ溶接し、遅れ割れ試験材とした。
評価法について説明する。先の条件で製造した素材を、
Ｕ字形−Ｏ字形２段プレスにより、圧延方向と直角に長
さ１０００ｍｍ、内径１０ｍｍのパイプとした。この時
の幅方向端部のギャップは約２ｍｍであった。さらに、
幅方向に締め付け後、長手方向に端部を突き合せてＭＩ
Ｇ溶接し、遅れ割れ試験材とした。
【００３２】この試験材を温度３０℃で０．５％のＮａ
Ｃｌ水溶液を３時間噴霧後、温度３０℃、相対湿度６０
％の条件下で９時間乾燥を１サイクルとした環境に暴露
し、割れが生じるまでのサイクルを測定し、耐遅れ割れ
特性の指標とした。
Ｃｌ水溶液を３時間噴霧後、温度３０℃、相対湿度６０
％の条件下で９時間乾燥を１サイクルとした環境に暴露
し、割れが生じるまでのサイクルを測定し、耐遅れ割れ
特性の指標とした。
【００３３】表２、表３からわかるように、符号３０〜
３６は、急峻度と板厚の積が本発明内であることにもか
かわらず、成分が本発明外であるために、引張強度が不
足していたり、耐遅れ割れ特性が劣っている。また、符
号３７〜４６は、成分的には本発明鋼であるにもかかわ
らず、急峻度と板厚の積が成分パラメータと成分強度か
らなる値を満足しないため、耐遅れ割れ特性が劣ってい
る。
３６は、急峻度と板厚の積が本発明内であることにもか
かわらず、成分が本発明外であるために、引張強度が不
足していたり、耐遅れ割れ特性が劣っている。また、符
号３７〜４６は、成分的には本発明鋼であるにもかかわ
らず、急峻度と板厚の積が成分パラメータと成分強度か
らなる値を満足しないため、耐遅れ割れ特性が劣ってい
る。
【００３４】符号１０〜１２、２７〜２９は成分および
急峻度と板厚の積は本発明の範囲内であるが、矯正方法
が必ずしも適正ではないため、やや耐遅れ割れ特性が劣
っている。これに対し、鋼番１〜９、１３〜２６は、成
分、急峻度と板厚の積および矯正方法のいずれも本発明
内であるため、１０００Ｎ／ｍｍ2 を超える引張強度と
ともに、優れた耐遅れ割れ特性を有する超高強度熱延鋼
板あるいは冷延鋼板となっている。
急峻度と板厚の積は本発明の範囲内であるが、矯正方法
が必ずしも適正ではないため、やや耐遅れ割れ特性が劣
っている。これに対し、鋼番１〜９、１３〜２６は、成
分、急峻度と板厚の積および矯正方法のいずれも本発明
内であるため、１０００Ｎ／ｍｍ2 を超える引張強度と
ともに、優れた耐遅れ割れ特性を有する超高強度熱延鋼
板あるいは冷延鋼板となっている。
【００３５】
【表１】
【００３６】
【表２】
【００３７】
【表３】
【図１】水素による遅れ割れサイクル数を［1.5 ＋3000
00／｛(4400 Ｐcm−TS＋500)×TS｝なる関係式で整理し
たものである。
00／｛(4400 Ｐcm−TS＋500)×TS｝なる関係式で整理し
たものである。
【図２】水素による遅れ割れサイクル数と降伏応力に対
する張力の比との関係を示したものである。
する張力の比との関係を示したものである。
【図３】急峻度と伸張率の関係を示したものである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 ＦＩ // Ｃ２１Ｄ 7/10 Ｃ２１Ｄ 7/10 Ｂ (72)発明者 大北 智良 東京都千代田区丸の内一丁目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一丁目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一丁目１番２号 日本鋼管株式会社内 (56)参考文献 特開 平４−276018（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−236223（ＪＰ，Ａ) 特開 昭63−199820（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.6，ＤＢ名) C22C 38/00 - 38/60 C21D 7/10 C21D 8/00 - 8/02
Claims (3)
- 【請求項１】 下記の特徴（組成はｗｔ％である）を有
する耐水素遅れ割れ特性に優れた超高強度薄鋼板。 （ａ）C:0.1 〜0.25 %、 Si:1% 以下、 Mn:
１〜2.5 % 、 P:0.02% 以下、 S:0.005 % 以下、 sol.Al:0.
01〜0.05 %、 N:0.001 〜0.005 % を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物よりなる成分
組成を有する薄鋼板であって、 （ｂ）前記鋼板の急峻度λ（％）と板厚ｔ（mm）の積が
下記の関係を有する薄鋼板である。 λ×t ≦1.5 ＋300000／｛(4400 ×Ｐcm−TS＋500)×TS｝ ここで、TS(N/mm2) は前記薄鋼板の引張強度であり、 Ｐcm＝C+Mn/20+Si/30+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+5B+Nb/
10+Ti/10+V/10 である。 - 【請求項２】 請求項１記載の成分組成に、更に Nb:0.005〜0.05% 、 Ti:0.005〜0.05% 、 V:0.01
〜0.1% Cr:0.1〜1.0 % 、 Mo:0.1〜0.5 % 、 Cu:0.2
〜1 % 、 Ni:0.2〜1 % 、 B:0.0003〜0.0035 % のうち１種または２種以上を含有することを特徴とする
請求項１記載の耐水素遅れ割れ特性に優れた超高強度薄
鋼板。 - 【請求項３】 下記の工程を備えた耐水素遅れ割れ特性
に優れた超高強度薄鋼板の製造方法。 を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組
成であって、 さらに のうち１種または２種以上を含有する熱延鋼板を仕上げ
圧延後急冷して巻き取る工程、又は冷延鋼板を連続焼鈍
炉において加熱後Ａｃ１変態点以上の温度から急冷し続
いて焼戻す工程と、 （ｂ）前記工程を経た熱延鋼板又は焼鈍した冷延鋼板に
降伏強度の１５％以上の張力を与え０．３％以上伸張さ
せて、鋼板の急峻度λ（％）と板厚ｔ（ｍｍ）の積が下
式を満足するように歪矯正する工程。 λ×ｔ≦１．５＋３０００００／｛（４４００×Ｐ ｃｍ
−ＴＳ＋５００） ×ＴＳ｝ ここで、ＴＳ（Ｎ／ｍｍ ２ ）は前記薄鋼板の引張強度で
あり、 Ｐ ｃｍ ＝Ｃ＋Ｍｎ／２０＋Ｓｉ／３０＋Ｃｕ／２０＋Ｎ
ｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋５Ｂ＋Ｎｂ／１０
＋Ｔｉ／１０＋Ｖ／１０である。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4273049A JP2751760B2 (ja) | 1992-10-12 | 1992-10-12 | 耐水素遅れ割れ特性に優れた超高強度薄鋼板及びその 製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4273049A JP2751760B2 (ja) | 1992-10-12 | 1992-10-12 | 耐水素遅れ割れ特性に優れた超高強度薄鋼板及びその 製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06122936A JPH06122936A (ja) | 1994-05-06 |
| JP2751760B2 true JP2751760B2 (ja) | 1998-05-18 |
Family
ID=17522455
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4273049A Expired - Fee Related JP2751760B2 (ja) | 1992-10-12 | 1992-10-12 | 耐水素遅れ割れ特性に優れた超高強度薄鋼板及びその 製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2751760B2 (ja) |
Families Citing this family (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP4714404B2 (ja) * | 2003-01-28 | 2011-06-29 | 新日本製鐵株式会社 | 耐水素脆化に優れた高強度薄鋼板及びその製造方法 |
| JP4677868B2 (ja) * | 2005-09-26 | 2011-04-27 | 大同特殊鋼株式会社 | 高強度かつ高靱性で溶接可能な鋼とそれを使用した部材の製造方法 |
| JP5463715B2 (ja) * | 2009-04-06 | 2014-04-09 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 自動車構造部材用高強度溶接鋼管の製造方法 |
| US20160369367A1 (en) * | 2014-01-14 | 2016-12-22 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) | High-strength steel sheet and process for producing same |
| CN111621624B (zh) * | 2020-05-11 | 2021-10-22 | 北京交通大学 | 提高中锰钢耐氢致延迟断裂性能的工艺方法 |
Family Cites Families (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS63199820A (ja) * | 1987-02-12 | 1988-08-18 | Nippon Steel Corp | 耐遅れ破壊特性の優れた超高張力鋼の製造法 |
| JPH02236223A (ja) * | 1989-03-07 | 1990-09-19 | Nippon Steel Corp | 遅れ破壊特性の優れた高強度鋼の製造法 |
| JPH04276018A (ja) * | 1991-03-01 | 1992-10-01 | Kobe Steel Ltd | 圧壊特性に優れたドアガードバーの製造方法 |
-
1992
- 1992-10-12 JP JP4273049A patent/JP2751760B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH06122936A (ja) | 1994-05-06 |
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