JPH0657375A - 超高張力冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
超高張力冷延鋼板およびその製造方法Info
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- JPH0657375A JPH0657375A JP21170792A JP21170792A JPH0657375A JP H0657375 A JPH0657375 A JP H0657375A JP 21170792 A JP21170792 A JP 21170792A JP 21170792 A JP21170792 A JP 21170792A JP H0657375 A JPH0657375 A JP H0657375A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 耐遅れ破壊性に優れ、例えば自動車ドアーガ
ードバーに使用される、引張強さが1180N/mm2 以上の超
高張力冷延鋼板を提供する。 【構成】 Ｃ：0.10〜0.20％、Cr：0.50超〜1.3 ％以
下、Mo：0.20％以上1.0 ％かつCr＋Mo：0.70〜1.50％を
含有し、ベイナイト主体の組織を有する超高張力冷延鋼
板。ベイナイトを主体とする微細かつ均一な組織である
ため、破壊現象の元となる亀裂の伝播経路が増加して破
壊の吸収エネルギーが増加するとともに硬質な第２相や
鋼中析出物への水素の集中を抑制することができ、耐遅
れ破壊性に優れる。
ードバーに使用される、引張強さが1180N/mm2 以上の超
高張力冷延鋼板を提供する。 【構成】 Ｃ：0.10〜0.20％、Cr：0.50超〜1.3 ％以
下、Mo：0.20％以上1.0 ％かつCr＋Mo：0.70〜1.50％を
含有し、ベイナイト主体の組織を有する超高張力冷延鋼
板。ベイナイトを主体とする微細かつ均一な組織である
ため、破壊現象の元となる亀裂の伝播経路が増加して破
壊の吸収エネルギーが増加するとともに硬質な第２相や
鋼中析出物への水素の集中を抑制することができ、耐遅
れ破壊性に優れる。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、例えば自動車ドアーガ
ードバー等に使用される、引張強さが1180N/mm2 以上の
超高張力冷延鋼板およびその製造方法に関する。
ードバー等に使用される、引張強さが1180N/mm2 以上の
超高張力冷延鋼板およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】従来より、交通事故の増加に伴って自動
車の安全性向上に対する要求が高まっており、特に、側
方衝突時における車体の衝突強度を確保するために、ド
アーガードバーの使用量が増加してきている。一方、自
動車の燃費や動力性能の向上を目的とした軽量化の必要
性から、自動車の車体各部を構成する鋼板の薄肉高強度
化も平行して推進されている。
車の安全性向上に対する要求が高まっており、特に、側
方衝突時における車体の衝突強度を確保するために、ド
アーガードバーの使用量が増加してきている。一方、自
動車の燃費や動力性能の向上を目的とした軽量化の必要
性から、自動車の車体各部を構成する鋼板の薄肉高強度
化も平行して推進されている。
【０００３】例えばドアガードバーには、従来は590 〜
780 N/mm2 級の冷延鋼板が使用されていた。しかし、安
全性や軽量化に対するこのような環境の変化に伴って、
近年では980 〜1470N/mm2 級の高張力冷延鋼板が使用さ
れるようになってきており、最近では、特にTS≧1180N/
mm2 の超高張力冷延鋼板が多用されるようになってき
た。
780 N/mm2 級の冷延鋼板が使用されていた。しかし、安
全性や軽量化に対するこのような環境の変化に伴って、
近年では980 〜1470N/mm2 級の高張力冷延鋼板が使用さ
れるようになってきており、最近では、特にTS≧1180N/
mm2 の超高張力冷延鋼板が多用されるようになってき
た。
【０００４】しかし、この超高張力冷延鋼板は高張力化
に伴って成形性が低下する傾向にある。そこで、成形性
を確保する技術が種々提案されている。例えば、特開昭
63−14817 号公報には、Ｃ：0.03〜0.20％ (以下、本明
細書においては特にことわりがない限り「％」は「重量
％」を意味するものとする) 、Si：0.3 〜1.5 ％、Mn：
0.5 〜2.6 ％を基本成分とし、さらに必要に応じてTi：
0.01〜0.25％およびNb：0.01〜0.3 ％の１種または２種
に加えてＢ：0.0003〜0.01％を含有し、残部Feおよび不
可避的不純物からなる鋼に、特定の条件で、熱間圧延、
熱処理、冷間圧延、焼鈍、急冷および過時効処理を行う
ことにより、785〜1470N/mm2 の引張強さを有する曲げ
特性の優れた高強度薄鋼板を製造する技術が、特開平３
−277742号公報には、Ｃ：0.08〜0.20％、Mn：1.5 〜3.
5 ％、Cr：0.15〜0.50％、Al：0.01〜0.10％を含み、か
つ、Mo：0.02〜0.20％、Ｖ：0.015 〜0.150 ％、Ti：0.
01〜0.10％およびNb：0.01〜0.10％のうちから選んだ１
種または２種以上を含有し、残部Feおよび不可避的不純
物の鋼組成からなるとともにベイナイト主体の組織を有
する、TS≧1176N/mm2 であって伸びフランジ性に優れた
超高張力冷延鋼板が、さらに特開平３−277743号公報に
は、Ｃ：0.08〜0.20％、Si：0.1 〜1.5 ％、Mn：1.5 〜
3.5 ％、Cr：0.15〜0.50％、Al：0.01〜0.10％を含み、
かつ、Mo：0.02〜0.20％、Ｖ：0.015 〜0.150 ％、Ti：
0.01〜0.10％およびNb：0.01〜0.10％のうちから選んだ
１種または２種以上を含有し、残部Feおよび不可避的不
純物の鋼組成からなるとともに残留オーステナイトを含
むマルテンサイトとフェライトとの複合組織を有する、
TS≧1176N/mm2 、El：14％以上で伸び・強度バランスに
優れ、YR≦60％、BH≧167N/mm2で加工性、BH性に富み、
優れた溶接性を備えた超高張力冷延鋼板が、それぞれ提
案されている。
に伴って成形性が低下する傾向にある。そこで、成形性
を確保する技術が種々提案されている。例えば、特開昭
63−14817 号公報には、Ｃ：0.03〜0.20％ (以下、本明
細書においては特にことわりがない限り「％」は「重量
％」を意味するものとする) 、Si：0.3 〜1.5 ％、Mn：
0.5 〜2.6 ％を基本成分とし、さらに必要に応じてTi：
0.01〜0.25％およびNb：0.01〜0.3 ％の１種または２種
に加えてＢ：0.0003〜0.01％を含有し、残部Feおよび不
可避的不純物からなる鋼に、特定の条件で、熱間圧延、
熱処理、冷間圧延、焼鈍、急冷および過時効処理を行う
ことにより、785〜1470N/mm2 の引張強さを有する曲げ
特性の優れた高強度薄鋼板を製造する技術が、特開平３
−277742号公報には、Ｃ：0.08〜0.20％、Mn：1.5 〜3.
5 ％、Cr：0.15〜0.50％、Al：0.01〜0.10％を含み、か
つ、Mo：0.02〜0.20％、Ｖ：0.015 〜0.150 ％、Ti：0.
01〜0.10％およびNb：0.01〜0.10％のうちから選んだ１
種または２種以上を含有し、残部Feおよび不可避的不純
物の鋼組成からなるとともにベイナイト主体の組織を有
する、TS≧1176N/mm2 であって伸びフランジ性に優れた
超高張力冷延鋼板が、さらに特開平３−277743号公報に
は、Ｃ：0.08〜0.20％、Si：0.1 〜1.5 ％、Mn：1.5 〜
3.5 ％、Cr：0.15〜0.50％、Al：0.01〜0.10％を含み、
かつ、Mo：0.02〜0.20％、Ｖ：0.015 〜0.150 ％、Ti：
0.01〜0.10％およびNb：0.01〜0.10％のうちから選んだ
１種または２種以上を含有し、残部Feおよび不可避的不
純物の鋼組成からなるとともに残留オーステナイトを含
むマルテンサイトとフェライトとの複合組織を有する、
TS≧1176N/mm2 、El：14％以上で伸び・強度バランスに
優れ、YR≦60％、BH≧167N/mm2で加工性、BH性に富み、
優れた溶接性を備えた超高張力冷延鋼板が、それぞれ提
案されている。
【０００５】しかし、これらの提案は、いずれも曲げ特
性や延性といった成形性の向上を主目的としたものであ
り、遅れ破壊の抑制については全く考慮されていない。
特にTS≧1180N/mm2 の超高張力冷延鋼板では、これらの
提案によっても成形性を充分に確保できるものではなく
所定の形状のドアガードバーを製造することは容易では
ない。
性や延性といった成形性の向上を主目的としたものであ
り、遅れ破壊の抑制については全く考慮されていない。
特にTS≧1180N/mm2 の超高張力冷延鋼板では、これらの
提案によっても成形性を充分に確保できるものではなく
所定の形状のドアガードバーを製造することは容易では
ない。
【０００６】そこで、従来は冷延鋼板をハット状に成形
していたものを、最近では冷延鋼板を曲げ成形によりパ
イプ状にし、端部をアーク溶接してパイプ形状にするド
アガードバーが提案されている。さらに防錆力向上の観
点から電気亜鉛メッキ鋼板を使用することも検討されて
いる。
していたものを、最近では冷延鋼板を曲げ成形によりパ
イプ状にし、端部をアーク溶接してパイプ形状にするド
アガードバーが提案されている。さらに防錆力向上の観
点から電気亜鉛メッキ鋼板を使用することも検討されて
いる。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】しかし、本発明者の検
討結果によれば、TS≧1180N/mm2 の超高張力鋼からなる
パイプ状部材にアーク溶接や電気亜鉛メッキを行うと、
アーク溶接時または電気亜鉛メッキ時に、パイプ状部材
の内部に水素が侵入して遅れ破壊が発生し易く、補強部
材たるドアーガードバーとしては早急に改善する必要が
あることがわかった。
討結果によれば、TS≧1180N/mm2 の超高張力鋼からなる
パイプ状部材にアーク溶接や電気亜鉛メッキを行うと、
アーク溶接時または電気亜鉛メッキ時に、パイプ状部材
の内部に水素が侵入して遅れ破壊が発生し易く、補強部
材たるドアーガードバーとしては早急に改善する必要が
あることがわかった。
【０００８】ここに、本発明の目的は、アーク溶接や電
気亜鉛メッキが行われる超高張力冷延鋼板において発生
する遅れ破壊を防止することにあり、より具体的には耐
遅れ破壊性に優れ、例えば自動車ドアーガードバーに使
用される、引張強さが1180N/mm2 以上の超高張力冷延鋼
板およびその製造方法を提供することにある。
気亜鉛メッキが行われる超高張力冷延鋼板において発生
する遅れ破壊を防止することにあり、より具体的には耐
遅れ破壊性に優れ、例えば自動車ドアーガードバーに使
用される、引張強さが1180N/mm2 以上の超高張力冷延鋼
板およびその製造方法を提供することにある。
【０００９】
【課題を解決するための手段】周知のように、遅れ破壊
は、高張力鋼において水素が転位、空孔、粒界などの欠
陥部へ拡散して材料を脆化させ、応力が付与された状態
で破壊を生じる現象である。例えば、残留応力が材料に
存在すると、硬質なマルテンサイトを主体とする硬質な
第２相や鋼中析出物に応力が集中するが、これらへ鋼中
の水素が集中することにより、遅れ破壊が発生する。高
張力鋼では、材料の強度を上昇させるために硬質な第２
相や析出物を多量に含有するため、高張力鋼ほど遅れ破
壊が発生し易いとされている。
は、高張力鋼において水素が転位、空孔、粒界などの欠
陥部へ拡散して材料を脆化させ、応力が付与された状態
で破壊を生じる現象である。例えば、残留応力が材料に
存在すると、硬質なマルテンサイトを主体とする硬質な
第２相や鋼中析出物に応力が集中するが、これらへ鋼中
の水素が集中することにより、遅れ破壊が発生する。高
張力鋼では、材料の強度を上昇させるために硬質な第２
相や析出物を多量に含有するため、高張力鋼ほど遅れ破
壊が発生し易いとされている。
【００１０】本発明者は、このような基礎的事項に基づ
き鋭意検討を重ねた結果、Ｃ：0.10〜0.20％、Cr：0.50
超〜1.3 ％、Mo：0.20〜1.0 ％、Cr＋Mo：0.70〜1.50％
を含有する超高張力冷延鋼板用鋼に、熱間圧延、巻取
り、冷間圧延、連続焼鈍、急冷および過時効処理を特定
の条件で行うことによりベイナイトを主体とする微細か
つ均一な組織とすることができ、破壊現象の元となる亀
裂の伝播経路が増加して破壊の吸収エネルギーが増加す
るとともに硬質な第２相や鋼中析出物への水素の集中を
抑制することができ、耐遅れ破壊性に優れた超高張力冷
延鋼板を製造できることを知見して、本発明を完成し
た。
き鋭意検討を重ねた結果、Ｃ：0.10〜0.20％、Cr：0.50
超〜1.3 ％、Mo：0.20〜1.0 ％、Cr＋Mo：0.70〜1.50％
を含有する超高張力冷延鋼板用鋼に、熱間圧延、巻取
り、冷間圧延、連続焼鈍、急冷および過時効処理を特定
の条件で行うことによりベイナイトを主体とする微細か
つ均一な組織とすることができ、破壊現象の元となる亀
裂の伝播経路が増加して破壊の吸収エネルギーが増加す
るとともに硬質な第２相や鋼中析出物への水素の集中を
抑制することができ、耐遅れ破壊性に優れた超高張力冷
延鋼板を製造できることを知見して、本発明を完成し
た。
【００１１】ここに、本発明の要旨とするところは、
Ｃ：0.10〜0.20％、Si：0.50％以下、 Mn：1.50〜3.00
％、Ｐ：0.030 ％以下、Ｓ：0.003 ％以下、Al：0.01〜
0.10％、Cr：0.50超〜1.3 ％以下、Mo：0.20〜1.0 ％か
つ、Cr＋Mo：0.70〜1.50％、残部Feおよび不可避的不純
物からなる鋼組成を有し、ベイナイト主体の組織を有す
ることを特徴とする耐遅れ破壊性に優れた超高張力冷延
鋼板である。
Ｃ：0.10〜0.20％、Si：0.50％以下、 Mn：1.50〜3.00
％、Ｐ：0.030 ％以下、Ｓ：0.003 ％以下、Al：0.01〜
0.10％、Cr：0.50超〜1.3 ％以下、Mo：0.20〜1.0 ％か
つ、Cr＋Mo：0.70〜1.50％、残部Feおよび不可避的不純
物からなる鋼組成を有し、ベイナイト主体の組織を有す
ることを特徴とする耐遅れ破壊性に優れた超高張力冷延
鋼板である。
【００１２】この超高張力冷延鋼板は、Ｃ：0.10〜0.20
％、Si：0.50％以下、 Mn：1.50〜3.00％、Ｐ：0.030
％以下、Ｓ：0.003 ％以下、Al：0.01〜0.10％、Cr：0.
50超〜1.3 ％以下、Mo：0.20〜1.0 ％かつ、Cr＋Mo：0.
70〜1.50％を含有する鋼組成を有する鋼に、Ar3 変態点
以上の仕上げ温度で熱間圧延を行い、600 〜700 ℃の温
度域で巻取った後、酸洗および冷間圧延を行い、800 〜
900℃の温度域に20〜200 秒間保持する条件で連続焼鈍
を行い、600 〜700 ℃の温度域から60〜250 ℃／秒の冷
却速度で急冷を行い、さらに、250 〜350 ℃の温度域に
60〜600 秒間保持する条件で過時効処理を行うことによ
り提供される。
％、Si：0.50％以下、 Mn：1.50〜3.00％、Ｐ：0.030
％以下、Ｓ：0.003 ％以下、Al：0.01〜0.10％、Cr：0.
50超〜1.3 ％以下、Mo：0.20〜1.0 ％かつ、Cr＋Mo：0.
70〜1.50％を含有する鋼組成を有する鋼に、Ar3 変態点
以上の仕上げ温度で熱間圧延を行い、600 〜700 ℃の温
度域で巻取った後、酸洗および冷間圧延を行い、800 〜
900℃の温度域に20〜200 秒間保持する条件で連続焼鈍
を行い、600 〜700 ℃の温度域から60〜250 ℃／秒の冷
却速度で急冷を行い、さらに、250 〜350 ℃の温度域に
60〜600 秒間保持する条件で過時効処理を行うことによ
り提供される。
【００１３】
【作用】以下、本発明を作用効果とともに詳述する。ま
ず、本発明にかかる超高張力冷延鋼板の組成を限定する
理由を説明する。
ず、本発明にかかる超高張力冷延鋼板の組成を限定する
理由を説明する。
【００１４】Ｃ：Ｃは、強度の確保に有効な元素であ
り、Ｃ含有量が0.10％未満であると強度の目標値である
TS≧1180N/mm2 を確保するのに必要なマルテンサイト量
やベイトナイト量が不足する。一方、Ｃ含有量が0.20％
超であると、パイプ状のドアーガードバーを溶接により
組立てる場合の溶接部の強度が不足する。そこで、Ｃ含
有量は、0.10％以上0.20％以下と限定する。
り、Ｃ含有量が0.10％未満であると強度の目標値である
TS≧1180N/mm2 を確保するのに必要なマルテンサイト量
やベイトナイト量が不足する。一方、Ｃ含有量が0.20％
超であると、パイプ状のドアーガードバーを溶接により
組立てる場合の溶接部の強度が不足する。そこで、Ｃ含
有量は、0.10％以上0.20％以下と限定する。
【００１５】Si：Siは、材料の焼入れ性を向上させる元
素であり超高張力冷延鋼板の製造には有効である。しか
し、0.50％超添加すると、フェライトの生成も促進する
ために組織の２相化が促進され、マルテンサイトを主体
とする硬質な第２相への水素の集中が起こり、遅れ破壊
の発生を助長する。そこで、Si含有量は、0.50％以下に
限定する。
素であり超高張力冷延鋼板の製造には有効である。しか
し、0.50％超添加すると、フェライトの生成も促進する
ために組織の２相化が促進され、マルテンサイトを主体
とする硬質な第２相への水素の集中が起こり、遅れ破壊
の発生を助長する。そこで、Si含有量は、0.50％以下に
限定する。
【００１６】Mn：Mnは、強度確保に有効な元素であり、
Mn含有量が1.50％未満であると所望の強度が得られな
い。一方、Mn含有量が3.00％超であると展伸状のMnS が
生成され易くなり、遅れ破壊の発生原因の一つとなる。
そこで、Mn含有量は、1.50％以上3.00％以下と限定す
る。
Mn含有量が1.50％未満であると所望の強度が得られな
い。一方、Mn含有量が3.00％超であると展伸状のMnS が
生成され易くなり、遅れ破壊の発生原因の一つとなる。
そこで、Mn含有量は、1.50％以上3.00％以下と限定す
る。
【００１７】Ｐ：Ｐは、特に高強度材では靱性の低下を
招き、冷間圧延の際に脆性破壊を生じる恐れがある元素
であるため、可及的少ないことが望ましい。しかし、そ
の低減にはコストを要し、また0.030 ％程度の含有は許
容される。そこで、Ｐ含有量は0.030 ％以下に限定す
る。
招き、冷間圧延の際に脆性破壊を生じる恐れがある元素
であるため、可及的少ないことが望ましい。しかし、そ
の低減にはコストを要し、また0.030 ％程度の含有は許
容される。そこで、Ｐ含有量は0.030 ％以下に限定す
る。
【００１８】Ｓ：遅れ破壊の発生防止には、展伸状のMn
Ｓを可及的低減することが重要であり、Ｓ含有量が0.00
3 ％超になるとMnＳが発生する。そこで、Ｓ含有量は0.
003 ％以下と限定する。
Ｓを可及的低減することが重要であり、Ｓ含有量が0.00
3 ％超になるとMnＳが発生する。そこで、Ｓ含有量は0.
003 ％以下と限定する。
【００１９】Al：Alは、鋼の清浄度向上を目的とする脱
酸のために0.01％以上添加するが、0.10％程度含有すれ
ば脱酸効果は充分に確保され、0.10％を越えて添加して
もコスト増になるだけである。そこで、Al含有量は0.01
％以上0.10％以下と限定する。
酸のために0.01％以上添加するが、0.10％程度含有すれ
ば脱酸効果は充分に確保され、0.10％を越えて添加して
もコスト増になるだけである。そこで、Al含有量は0.01
％以上0.10％以下と限定する。
【００２０】Cr、Mo、Cr＋Mo:Cr、Moは、ともに本発明
の作用効果を奏するために極めて重要な元素であり、特
にこれらの元素を複合添加する。遅れ破壊は、前述のよ
うに、素地に比較して硬質な第２相や析出物が存在する
場合に発生し易い。一方、一般的に結晶粒界に沿って破
壊 (クラック) は進行し易い。CrやMoを添加すると、ベ
イトナイトを主体とする微細かつ均一な組織が得られる
ため、水素の集中源がなくなるとともに破壊の進行経路
となる粒界面積が増加するため、破壊の吸収エネルギー
が増加し、遅れ破壊の発生が抑制される。さらにその機
構は不明であるが、Moは鋼中への水素の侵入を防止す
る。
の作用効果を奏するために極めて重要な元素であり、特
にこれらの元素を複合添加する。遅れ破壊は、前述のよ
うに、素地に比較して硬質な第２相や析出物が存在する
場合に発生し易い。一方、一般的に結晶粒界に沿って破
壊 (クラック) は進行し易い。CrやMoを添加すると、ベ
イトナイトを主体とする微細かつ均一な組織が得られる
ため、水素の集中源がなくなるとともに破壊の進行経路
となる粒界面積が増加するため、破壊の吸収エネルギー
が増加し、遅れ破壊の発生が抑制される。さらにその機
構は不明であるが、Moは鋼中への水素の侵入を防止す
る。
【００２１】このように遅れ破壊の発生を抑制するため
には、Cr＋Moで0.70％以上の添加が必要であるが、1.50
％を超えるとその効果は飽和し、コスト上昇を招く。そ
こで、Cr＋Moは、0.70％以上1.50％以下と限定する。
には、Cr＋Moで0.70％以上の添加が必要であるが、1.50
％を超えるとその効果は飽和し、コスト上昇を招く。そ
こで、Cr＋Moは、0.70％以上1.50％以下と限定する。
【００２２】また、Moは、Crに比較すると少量であって
も遅れ破壊の抑制効果を示し、0.20％程度の含有量であ
っても、Cr＋Mo：0.70〜1.50％の範囲であれば遅れ破壊
は抑制される。したがって、Mo含有量の下限は0.20％と
する。一方、Moは高価な合金元素であり、1.0 ％超含有
してもコスト増となるだけである。そこで、Mo含有量は
0.20％以上1.0 ％以下と限定する。
も遅れ破壊の抑制効果を示し、0.20％程度の含有量であ
っても、Cr＋Mo：0.70〜1.50％の範囲であれば遅れ破壊
は抑制される。したがって、Mo含有量の下限は0.20％と
する。一方、Moは高価な合金元素であり、1.0 ％超含有
してもコスト増となるだけである。そこで、Mo含有量は
0.20％以上1.0 ％以下と限定する。
【００２３】Crは、0.50％以下の含有量であると均一な
組織が得にくくなり、一方1.3 ％超の含有量であるとそ
の効果が飽和し、かえってコスト上昇をまねくだけであ
る。そこで、Cr含有量は、0.50％超1.3 ％以下と限定す
る。上記以外の組成は、Feおよび不可避的不純物であ
る。
組織が得にくくなり、一方1.3 ％超の含有量であるとそ
の効果が飽和し、かえってコスト上昇をまねくだけであ
る。そこで、Cr含有量は、0.50％超1.3 ％以下と限定す
る。上記以外の組成は、Feおよび不可避的不純物であ
る。
【００２４】また、本発明にかかる超高張力冷延鋼板
は、ベイトナイトを主体とする微細かつ均一な組織を有
する。ベイナイト量は、面積率で50％以上である。ま
た、微細とは本発明により得られる程度をいうが、これ
は結晶粒度番号では11番以上に相当する。さらに、均一
とは本発明により得られる程度の均一さを意味し、これ
は板厚・板幅方向の組織差 (ベイナイト比率) がほとん
どないということを意味する。ベイナイト以外には、マ
ルテンサイト、フェライトを有するが、それぞれの量は
面積率で10〜40％、０〜５％である。次に、以上の鋼組
成および組織を有する本発明にかかる超高張力冷延鋼板
の製造方法を説明する。
は、ベイトナイトを主体とする微細かつ均一な組織を有
する。ベイナイト量は、面積率で50％以上である。ま
た、微細とは本発明により得られる程度をいうが、これ
は結晶粒度番号では11番以上に相当する。さらに、均一
とは本発明により得られる程度の均一さを意味し、これ
は板厚・板幅方向の組織差 (ベイナイト比率) がほとん
どないということを意味する。ベイナイト以外には、マ
ルテンサイト、フェライトを有するが、それぞれの量は
面積率で10〜40％、０〜５％である。次に、以上の鋼組
成および組織を有する本発明にかかる超高張力冷延鋼板
の製造方法を説明する。
【００２５】Ｃ：0.10〜0.20％、Si：0.50％以下、 M
n：1.50〜3.00％、Ｐ：0.030 ％以下、Ｓ：0.003 ％以
下、Al：0.01〜0.10％、Cr：0.50超〜1.3 ％以下、Mo：
0.20％以上1.0 ％かつ、Cr＋Mo：0.70〜1.50％を含有す
る鋼組成を有する鋼、例えばＣ：0.10〜0.20％、Si：0.
50％以下、 Mn：1.50〜3.00％、Ｐ：0.030 ％以下、
Ｓ：0.003 ％以下、Al：0.01〜0.10％、Cr：0.50超〜1.
3 ％以下、Mo：0.20％以上1.0 ％かつ、Cr＋Mo：0.70〜
1.50％、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼組成を
有する鋼に、Ar3 変態点以上の仕上げ温度で熱間圧延を
行う。熱間圧延の仕上げ温度をAr3 変態点以上と限定す
るのは、超高張力鋼は熱間圧延時に変形抵抗が大きく、
特に仕上げ温度がAr3 変態点未満になると急激に変形抵
抗が増加し、熱間圧延を行うことが困難となるからであ
る。望ましくは870 ℃以上950 ℃以下である。
n：1.50〜3.00％、Ｐ：0.030 ％以下、Ｓ：0.003 ％以
下、Al：0.01〜0.10％、Cr：0.50超〜1.3 ％以下、Mo：
0.20％以上1.0 ％かつ、Cr＋Mo：0.70〜1.50％を含有す
る鋼組成を有する鋼、例えばＣ：0.10〜0.20％、Si：0.
50％以下、 Mn：1.50〜3.00％、Ｐ：0.030 ％以下、
Ｓ：0.003 ％以下、Al：0.01〜0.10％、Cr：0.50超〜1.
3 ％以下、Mo：0.20％以上1.0 ％かつ、Cr＋Mo：0.70〜
1.50％、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼組成を
有する鋼に、Ar3 変態点以上の仕上げ温度で熱間圧延を
行う。熱間圧延の仕上げ温度をAr3 変態点以上と限定す
るのは、超高張力鋼は熱間圧延時に変形抵抗が大きく、
特に仕上げ温度がAr3 変態点未満になると急激に変形抵
抗が増加し、熱間圧延を行うことが困難となるからであ
る。望ましくは870 ℃以上950 ℃以下である。
【００２６】熱間圧延を終了した後、600 〜700 ℃の温
度域で巻取る。巻取温度が600 ℃未満であると熱延鋼板
が硬質化し、後続する冷間圧延が困難になる。一方、70
0 ℃を超える巻取り温度ではバンド組織が発生して、冷
間圧延−焼鈍後も板厚方向に不均一な組織ができ、遅れ
破壊を助長する。そこで、巻取り温度は、600 ℃以上70
0 ℃以下と限定する。巻取り後は、通常の工程にしたが
って酸洗および冷間圧延を行う。これらの条件は本発明
では特に限定を要さない。
度域で巻取る。巻取温度が600 ℃未満であると熱延鋼板
が硬質化し、後続する冷間圧延が困難になる。一方、70
0 ℃を超える巻取り温度ではバンド組織が発生して、冷
間圧延−焼鈍後も板厚方向に不均一な組織ができ、遅れ
破壊を助長する。そこで、巻取り温度は、600 ℃以上70
0 ℃以下と限定する。巻取り後は、通常の工程にしたが
って酸洗および冷間圧延を行う。これらの条件は本発明
では特に限定を要さない。
【００２７】冷間圧延後には、800 〜900 ℃の温度域に
20〜200 秒間保持する条件で連続焼鈍を行う。本発明で
は、耐遅れ破壊性の改善のため微細かつ均一な組織とす
ることが重要であり、連続焼鈍はできるだけオーステナ
イト単相域で行うことが望ましい。しかし、焼鈍温度が
高過ぎると、または焼鈍時間が長過ぎると、オーステナ
イト結晶粒の一部が粗大化し均一な組織が得られなくな
る。そこで、微細で均一な組織を得るために、連続焼鈍
温度：800 ℃以上900 ℃以下、保持時間：20秒以上200
秒以下の条件で連続焼鈍を行う。
20〜200 秒間保持する条件で連続焼鈍を行う。本発明で
は、耐遅れ破壊性の改善のため微細かつ均一な組織とす
ることが重要であり、連続焼鈍はできるだけオーステナ
イト単相域で行うことが望ましい。しかし、焼鈍温度が
高過ぎると、または焼鈍時間が長過ぎると、オーステナ
イト結晶粒の一部が粗大化し均一な組織が得られなくな
る。そこで、微細で均一な組織を得るために、連続焼鈍
温度：800 ℃以上900 ℃以下、保持時間：20秒以上200
秒以下の条件で連続焼鈍を行う。
【００２８】このような条件で連続焼鈍を行った後、60
0 〜700 ℃の温度域から60〜250 ℃／秒の冷却速度で急
冷を行う。連続焼鈍後の冷却は、600 ℃以上700 ℃以下
の温度域から急冷を開始する。冷却速度は60〜250 ℃／
秒である。冷却条件をこのように限定したのは、本発明
の特徴であるCr、Moが冷却中に炭化物を形成し、これが
水素の集中源となることを避けるためである。これらの
炭化物は500 〜600 ℃の温度域で形成され易いため、炭
化物の形成を防止するためには500 〜600 ℃の温度域を
できるだけ短時間で冷却する。このためには、600 ℃以
上の温度域から60℃／秒以上の冷却速度で冷却する必要
がある。一方、700 ℃超の温度域から急冷すると、冷却
中にコイルの平坦度が低下し連続焼鈍工程での通板が困
難になる。そこで、本発明では、600 ℃以上700 ℃以下
の温度域から60℃／秒以上の冷却速度で冷却する。な
お、冷却速度の上限を250 ℃／秒以下としたのは、冷却
速度が250 ℃／秒超であると冷却手段として水冷を行う
ことになるが、これでは冷却終了温度の制御が困難とな
るからである。
0 〜700 ℃の温度域から60〜250 ℃／秒の冷却速度で急
冷を行う。連続焼鈍後の冷却は、600 ℃以上700 ℃以下
の温度域から急冷を開始する。冷却速度は60〜250 ℃／
秒である。冷却条件をこのように限定したのは、本発明
の特徴であるCr、Moが冷却中に炭化物を形成し、これが
水素の集中源となることを避けるためである。これらの
炭化物は500 〜600 ℃の温度域で形成され易いため、炭
化物の形成を防止するためには500 〜600 ℃の温度域を
できるだけ短時間で冷却する。このためには、600 ℃以
上の温度域から60℃／秒以上の冷却速度で冷却する必要
がある。一方、700 ℃超の温度域から急冷すると、冷却
中にコイルの平坦度が低下し連続焼鈍工程での通板が困
難になる。そこで、本発明では、600 ℃以上700 ℃以下
の温度域から60℃／秒以上の冷却速度で冷却する。な
お、冷却速度の上限を250 ℃／秒以下としたのは、冷却
速度が250 ℃／秒超であると冷却手段として水冷を行う
ことになるが、これでは冷却終了温度の制御が困難とな
るからである。
【００２９】急冷の終了温度は、その後に続く過時効処
理において、微細なベイトナイト組織を得るために、25
0 ℃以上350 ℃以下の温度域とすることが望ましい。急
冷終了後に、250 〜350 ℃の温度域に60〜600 秒間保持
する条件で過時効処理を行う。耐遅れ破壊性の改善のた
めに非常に微細で均一な組織とするが、そのためには急
冷後に過時効処理を続けて行う必要がある。
理において、微細なベイトナイト組織を得るために、25
0 ℃以上350 ℃以下の温度域とすることが望ましい。急
冷終了後に、250 〜350 ℃の温度域に60〜600 秒間保持
する条件で過時効処理を行う。耐遅れ破壊性の改善のた
めに非常に微細で均一な組織とするが、そのためには急
冷後に過時効処理を続けて行う必要がある。
【００３０】処理温度を250 ℃以上350 ℃以下と限定す
るのは、350 ℃を超える保持温度では組織が粗大になり
過ぎ、一方250 ℃未満の温度域ではマルテンサイトの比
率が増加するために組織が不均一になる。また、過時効
処理を安定に行うためには60秒間以上の保持時間が必要
であり、一方600 秒間を超えて保持すると、連続焼鈍の
通板速度が低下することになり、工程全体としての能率
が低下してしまう。そこで、本発明では、過時効処理時
間は60秒以上600 秒以下と限定する。
るのは、350 ℃を超える保持温度では組織が粗大になり
過ぎ、一方250 ℃未満の温度域ではマルテンサイトの比
率が増加するために組織が不均一になる。また、過時効
処理を安定に行うためには60秒間以上の保持時間が必要
であり、一方600 秒間を超えて保持すると、連続焼鈍の
通板速度が低下することになり、工程全体としての能率
が低下してしまう。そこで、本発明では、過時効処理時
間は60秒以上600 秒以下と限定する。
【００３１】このようにして、本発明にかかる超高張力
冷延鋼板は製造される。以下、本発明を実施例を参照し
ながら詳述するが、これは本発明の例示であり、これに
より本発明が限定されるものではない。
冷延鋼板は製造される。以下、本発明を実施例を参照し
ながら詳述するが、これは本発明の例示であり、これに
より本発明が限定されるものではない。
【００３２】
【実施例１】真空溶解炉を用いて、Ｃ:0.12 ％、Si:0.4
7 ％、Mn:2.04 ％、Ｐ:0.010％、Ｓ:0.001％、Al:0.03
％の鋼をベースに、Crを0.01〜1.45％の範囲で、Moを0.
005〜1.05％の範囲でそれぞれ変化させたインゴットを
鋳込み、厚さ50mmまで鍛造し、最終圧延温度 (仕上げ温
度):920 ℃で4.0 mmの板厚まで熱間圧延した後、630℃
までスプレー冷却して急冷しその後箱型炉にて660 ℃×
４h の条件で均熱後炉冷を行うという巻き取り相当の熱
処理を行った。
7 ％、Mn:2.04 ％、Ｐ:0.010％、Ｓ:0.001％、Al:0.03
％の鋼をベースに、Crを0.01〜1.45％の範囲で、Moを0.
005〜1.05％の範囲でそれぞれ変化させたインゴットを
鋳込み、厚さ50mmまで鍛造し、最終圧延温度 (仕上げ温
度):920 ℃で4.0 mmの板厚まで熱間圧延した後、630℃
までスプレー冷却して急冷しその後箱型炉にて660 ℃×
４h の条件で均熱後炉冷を行うという巻き取り相当の熱
処理を行った。
【００３３】得られた試片の表・裏面を研削し、板厚2.
4 mmとした後、冷間圧延でさらに1.2 mmの板厚の冷延鋼
板とした。冷間圧延した試片は、連続焼鈍シミュレータ
ーにより、図１に示すヒートサイクル (連続焼鈍：850
℃×40秒、急冷：700 ℃から100 ℃／秒で、過時効処
理：300 ℃×120 秒) で熱処理を行って超高張力冷延鋼
板とし、その耐遅れ破壊性を調査した。
4 mmとした後、冷間圧延でさらに1.2 mmの板厚の冷延鋼
板とした。冷間圧延した試片は、連続焼鈍シミュレータ
ーにより、図１に示すヒートサイクル (連続焼鈍：850
℃×40秒、急冷：700 ℃から100 ℃／秒で、過時効処
理：300 ℃×120 秒) で熱処理を行って超高張力冷延鋼
板とし、その耐遅れ破壊性を調査した。
【００３４】なお、耐遅れ破壊性は、図２に示す４点曲
げ試験を行うことにより、破壊発生までの時間を測定す
ることによって評価した。すなわち、図2(a)に示すよう
に全長68mm、幅6.0 mmの試験片を切り出し、長手方向中
央に板厚方向側面 (曲げ時凸側) から、幅0.2 mm×深さ
1.0 mm×先端Ｒ 0.1mmのノッチを作成し、これを55℃に
加熱した水道水中に保持し、ノッチを中央として上方か
ら10mm間隔、下方から60mm間隔の４点荷重を250 N/mm2
で付加し (図2(b)参照) 、ボルトを固定した。このと
き、試験片ノッチ近傍では曲げ凸側で歪み率0.24％の伸
び歪みが付与されていることになる。
げ試験を行うことにより、破壊発生までの時間を測定す
ることによって評価した。すなわち、図2(a)に示すよう
に全長68mm、幅6.0 mmの試験片を切り出し、長手方向中
央に板厚方向側面 (曲げ時凸側) から、幅0.2 mm×深さ
1.0 mm×先端Ｒ 0.1mmのノッチを作成し、これを55℃に
加熱した水道水中に保持し、ノッチを中央として上方か
ら10mm間隔、下方から60mm間隔の４点荷重を250 N/mm2
で付加し (図2(b)参照) 、ボルトを固定した。このと
き、試験片ノッチ近傍では曲げ凸側で歪み率0.24％の伸
び歪みが付与されていることになる。
【００３５】試験結果を図３にグラフで示す。図３か
ら、遅れ破壊の改善にはCrおよびMoの特定量での複合添
加が有効であることがわかる。なお、本試験方法におい
て遅れ破壊発生時間が200 時間以上であれば、自動車の
ドアーガードバーとして使用しても実用上問題ないと考
えられ、これを達成するには、Cr＋Mo≧0.7 ％でよいこ
とがわかる。特に、MoはCrに比較して少量の添加量で遅
れ破壊を改善でき、0.2％以上の微量添加でも効果があ
ることがわかる。
ら、遅れ破壊の改善にはCrおよびMoの特定量での複合添
加が有効であることがわかる。なお、本試験方法におい
て遅れ破壊発生時間が200 時間以上であれば、自動車の
ドアーガードバーとして使用しても実用上問題ないと考
えられ、これを達成するには、Cr＋Mo≧0.7 ％でよいこ
とがわかる。特に、MoはCrに比較して少量の添加量で遅
れ破壊を改善でき、0.2％以上の微量添加でも効果があ
ることがわかる。
【００３６】
【実施例２】表１に示す鋼組成を有する鋼片１〜12に、
下記の製造条件により、熱間圧延、巻取り、酸洗、冷間
圧延、連続焼鈍、急冷、過時効処理および調質圧延を行
って、超高張力冷延鋼板を製造した。
下記の製造条件により、熱間圧延、巻取り、酸洗、冷間
圧延、連続焼鈍、急冷、過時効処理および調質圧延を行
って、超高張力冷延鋼板を製造した。
【００３７】〔製鋼〕 転炉→真空脱ガス(RH): 成分調整→連続鋳造: 鋳込み→
スラブ製造 240ｔ(mm) 〔熱間圧延〕 加熱：1200〜1220℃、仕上げ： 870〜 900℃、巻取り：
630〜 660℃、板厚：2.4 mm 〔酸洗、冷間圧延〕従来通りの工程、板厚：1.2mm 〔連続焼鈍、急冷、過時効処理〕条件は表１参照 〔調質圧延〕 圧下率： 0.3〜0.5 ％ このようにして製造した超高張力冷延鋼板１ないし12か
ら、JIS 5 号試片を切り出し、引張試験を行ってYP、TS
およびElを測定するとともに、前述の実施例１と全く同
様にして耐遅れ破壊性を測定した。結果を表２にまとめ
て示す。
スラブ製造 240ｔ(mm) 〔熱間圧延〕 加熱：1200〜1220℃、仕上げ： 870〜 900℃、巻取り：
630〜 660℃、板厚：2.4 mm 〔酸洗、冷間圧延〕従来通りの工程、板厚：1.2mm 〔連続焼鈍、急冷、過時効処理〕条件は表１参照 〔調質圧延〕 圧下率： 0.3〜0.5 ％ このようにして製造した超高張力冷延鋼板１ないし12か
ら、JIS 5 号試片を切り出し、引張試験を行ってYP、TS
およびElを測定するとともに、前述の実施例１と全く同
様にして耐遅れ破壊性を測定した。結果を表２にまとめ
て示す。
【００３８】
【表１】
【００３９】
【表２】
【００４０】表２から、本発明により製造された試料の
すべてが、遅れ破壊発生時間：200時間超となってい
る。これに対し、本発明の範囲を満足しない比較例であ
る試料No.7〜12は遅れ破壊発生時間：200 時間未満であ
る。したがって、本発明により、超高張力冷延鋼板の耐
遅れ破壊性が大幅に改善され、自動車ドアーガードバー
として使用できることがわかる。
すべてが、遅れ破壊発生時間：200時間超となってい
る。これに対し、本発明の範囲を満足しない比較例であ
る試料No.7〜12は遅れ破壊発生時間：200 時間未満であ
る。したがって、本発明により、超高張力冷延鋼板の耐
遅れ破壊性が大幅に改善され、自動車ドアーガードバー
として使用できることがわかる。
【００４１】
【発明の効果】以上詳述したように、本発明により、超
高張力冷延鋼板の耐遅れ破壊性を改善することが可能と
なる。したがって、ドアーインナーパネルに接合される
ドアーガードバーの遅れ破壊の発生を抑制ないしは解消
できる。
高張力冷延鋼板の耐遅れ破壊性を改善することが可能と
なる。したがって、ドアーインナーパネルに接合される
ドアーガードバーの遅れ破壊の発生を抑制ないしは解消
できる。
【図１】実施例１における熱処理条件を示すヒートサイ
クルである。
クルである。
【図２】実施例における耐遅れ破壊性の測定試験法の説
明図であり、図2(a)は荷重負荷位置を、図2(b)は荷重負
荷時をそれぞれ示す。
明図であり、図2(a)は荷重負荷位置を、図2(b)は荷重負
荷時をそれぞれ示す。
【図３】実施例１の結果を示すグラフである。
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で、Ｃ：0.10〜0.20％、Si：0.50
％以下、 Mn：1.50〜3.00％、Ｐ：0.030 ％以下、Ｓ：
0.003 ％以下、Al：0.01〜0.10％、Cr：0.50超〜1.3 ％
以下、Mo：0.20〜1.0 ％かつ、Cr＋Mo：0.70〜1.50％、
残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼組成を有し、ベ
イナイト主体の組織を有することを特徴とする耐遅れ破
壊性に優れた超高張力冷延鋼板。 - 【請求項２】 重量％で、Ｃ：0.10〜0.20％、Si：0.50
％以下、 Mn：1.50〜3.00％、Ｐ：0.030 ％以下、Ｓ：
0.003 ％以下、Al：0.01〜0.10％、Cr：0.50超〜1.3 ％
以下、Mo：0.20〜1.0 ％かつ、Cr＋Mo：0.70〜1.50％を
含有する鋼組成を有する鋼に、Ar3 変態点以上の仕上げ
温度で熱間圧延を行い、600 〜700 ℃の温度域で巻取っ
た後、酸洗および冷間圧延を行い、800 〜900℃の温度
域に20〜200 秒間保持する条件で連続焼鈍を行い、600
〜700 ℃の温度域から60〜250 ℃／秒の冷却速度で急冷
を行い、さらに、250 〜350 ℃の温度域に60〜600 秒間
保持する条件で過時効処理を行うことを特徴とする耐遅
れ破壊性に優れた超高張力冷延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP21170792A JP2616350B2 (ja) | 1992-08-07 | 1992-08-07 | 超高張力冷延鋼板およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP21170792A JP2616350B2 (ja) | 1992-08-07 | 1992-08-07 | 超高張力冷延鋼板およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0657375A true JPH0657375A (ja) | 1994-03-01 |
| JP2616350B2 JP2616350B2 (ja) | 1997-06-04 |
Family
ID=16610266
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| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP21170792A Expired - Fee Related JP2616350B2 (ja) | 1992-08-07 | 1992-08-07 | 超高張力冷延鋼板およびその製造方法 |
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| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2616350B2 (ja) |
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1113085A1 (en) * | 1999-12-17 | 2001-07-04 | Sidmar N.V. | Method of production of cold-rolled metal coated steel products, and the product obtained, having a low yield ratio |
| US6641931B2 (en) | 1999-12-10 | 2003-11-04 | Sidmar N.V. | Method of production of cold-rolled metal coated steel products, and the products obtained, having a low yield ratio |
| JP2004323951A (ja) * | 2003-04-28 | 2004-11-18 | Nippon Steel Corp | 耐水素脆化、溶接性および穴拡げ性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板とその製造方法 |
| JP2010018863A (ja) * | 2008-07-11 | 2010-01-28 | Kobe Steel Ltd | 耐水素脆化特性および加工性に優れた高強度冷延鋼板 |
| JP2010024497A (ja) * | 2008-07-18 | 2010-02-04 | Kobe Steel Ltd | 伸びおよび伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板 |
| WO2011039885A1 (ja) * | 2009-10-01 | 2011-04-07 | 株式会社神戸製鋼所 | 冷延鋼板 |
| KR20190044668A (ko) | 2017-01-25 | 2019-04-30 | 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 | 강판 |
| KR20190044669A (ko) | 2017-01-31 | 2019-04-30 | 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 | 강판 |
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|---|---|---|---|---|
| JP5365217B2 (ja) | 2008-01-31 | 2013-12-11 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度鋼板およびその製造方法 |
| JP5703608B2 (ja) | 2009-07-30 | 2015-04-22 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度鋼板およびその製造方法 |
| KR102226684B1 (ko) | 2016-09-13 | 2021-03-12 | 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 | 강판 |
| KR102336669B1 (ko) | 2017-04-21 | 2021-12-07 | 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 | 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법 |
| RU2020116368A (ru) | 2017-11-15 | 2021-12-15 | Ниппон Стил Корпорейшн | Высокопрочный холоднокатаный стальной лист |
-
1992
- 1992-08-07 JP JP21170792A patent/JP2616350B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| KR20190044668A (ko) | 2017-01-25 | 2019-04-30 | 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 | 강판 |
| US11572610B2 (en) | 2017-01-25 | 2023-02-07 | Nippon Steel Corporation | Steel sheet |
| KR20190044669A (ko) | 2017-01-31 | 2019-04-30 | 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 | 강판 |
| US11427900B2 (en) | 2017-01-31 | 2022-08-30 | Nippon Steel Corporation | Steel sheet |
Also Published As
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|---|---|
| JP2616350B2 (ja) | 1997-06-04 |
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