JPH07102341A - 耐水素脆化特性の優れた超高強度冷延鋼板とその製造方法 - Google Patents
耐水素脆化特性の優れた超高強度冷延鋼板とその製造方法Info
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- JPH07102341A JPH07102341A JP27315193A JP27315193A JPH07102341A JP H07102341 A JPH07102341 A JP H07102341A JP 27315193 A JP27315193 A JP 27315193A JP 27315193 A JP27315193 A JP 27315193A JP H07102341 A JPH07102341 A JP H07102341A
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Abstract
高強度で耐水素脆化特性の優れた加工用超高強度薄鋼
板。 【構成】重量%で、C:0.05〜0.17、Si:
0.2〜1.5、Mn:1.7〜3.5、P≦0.03
0、S≦0.010、Al:0.025〜0.120、
N≦0.0100、Ti:3.43×N〜0.150を
含み、残部が鉄及び不可避的不純物からなる、引張強度
が980〜1670N/mm2級で耐水素脆化特性の優
れた超高強度冷延鋼板。
Description
た引張強度が980〜1670N/mm2級の超高強度冷
延鋼板の製造方法に関し、特にプレス成形或いはロール
成形などの加工を受けた後の耐水素脆化特性の優れた超
高強度冷延鋼板の製造方法に関するもので、具体的に
は、例えば、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
鋼板の製造に適している。
の軽量化が進み、バンパー、ドアインパクトビームなど
の強度部材などに980N/mm2以上の超高強度薄鋼板
をプレス成形したり、ロール成形によりパイプ形状にし
て採用する場合が多くなってきた。
素脆化が発生することが、例えば、日本ねじ協会「ねじ
締結の設計と実際」研修講座テキスト(1990年10
月18日)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、使用中に突然脆性的に破壊することが
考えられる。更に超高強度薄鋼板の場合は、プレス成形
或いはロール成形などの加工により成形品として用いら
れるため、著しく高い残留応力の存在、強加工に伴う鋼
板組織内でのボイドやクラックの発生などがあり、水素
脆化がより起こり易い状態にあると考えられる。
部材用超高強度薄鋼板は、例えば、特開平4−2680
16号公報や特開平4−365814号公報のように、
主として加工性や焼付硬化性、成形品としての圧壊特性
の向上を狙っており、使用過程で発生が予想される水素
脆性の問題について対策を講じておくことは非常に少な
く、例えば、特開平4−268053号公報などに見ら
れる程度である。
ている方法は、鋼中にSiを添加し、鋼板中への水素原
子の侵入を抑制することによって水素脆化の発生を防止
する方法である。しかし、実際には、水素脆化の防止に
対して、Si添加によって鋼板中への水素原子の侵入を
抑制するだけでは不十分であり、鋼板そのものを、侵入
した水素に対して脆性を生じにくい組織、成分にしてお
くことが重要である。
検討することについては、条鋼の分野では、例えば、特
開昭60−155644号公報に記載されているよう
に、マルテンサイト組織を400℃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。
ール成形などの加工を行う薄鋼板とは異なり、加工性の
点では劣っている。また、上記したように、残留応力の
存在や強加工に伴う鋼板組織内でのボイドやクラックの
発生などにより水素脆化が発生し易くなると考えられる
点については考慮されていない。また、通常連続焼鈍法
で製造される超高強度鋼板は、比較的低いC、Mn量の
鋼を均熱処理後、比較的速い冷却速度でマルテンサイト
変態点以下まで冷却し、400℃以下で焼戻して製造さ
れるが、この製造方法は条鋼で知られている方法とは全
く異なる製造方法であり、条鋼の分野とは異なる対策が
必要である。
て、引張強度が980〜1670N/mm2級の超高強度
で耐水素脆化特性の優れた加工用超高強度薄鋼板並びに
その製造方法を提供することを目的としている。
の手段として、本発明は、C:0.05〜0.17%、S
i:0.2〜1.5%、Mn:1.7〜3.5%、P≦0.0
30%、S≦0.010%、Al:0.025〜0.120
%、N≦0.0100%、Ti:3.43×N〜0.150
%を含み、必要に応じて更にMo≦1.0%を含む、残部
が鉄及び不可避的不純物からなることを特徴とする引張
強度が980〜1670N/mm2級で耐水素脆化特性の
優れた超高強度冷延鋼板を要旨としている。
有する鋼スラブを常法により熱間圧延し、酸洗後、冷間
圧延して連続焼鈍するに際して、Ac3点〜1000℃で
均熱した後、徐冷し、Ar3点−30℃以上の温度から7
0℃/sec以上の冷却速度でMs点以下まで冷却して、マ
ルテンサイト変態を生ぜしめ、以後、再加熱し若しくは
そのまま、150〜300℃で1〜15minの焼戻し処
理を行うことを特徴としている。
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。
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%以上が必要であるが、多くなると
水素脆性を生じ易くなる。本発明では特に、必要な超高
強度を得る際に加工性及びスポット溶接性を考慮して上
限を0.17%とするが、980〜1670N/mm2級の
引張強度を得るにはこのC量で十分である。
強化するために有効な元素であり、本発明では0.2%
以上を添加する。しかし、1.5%を超えるとその効果
が飽和するのみならず、冷間圧延での圧延機の負荷が大
きくなるなどの問題があるため、1.5%以下に規定す
る。
連続焼鈍設備で安定してマルテンサイト組織を得るため
には1.7%以上が必要である。しかし、3.5%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、組織が不均一となって加工性が低下するため、3.
5%を上限とする。
効な元素であるが、粒界に偏析し易く脆化が起こり易く
なるため、0.030%以下とする。
を劣化させるため、0.010%以下に抑制する。
を添加するが、表面性状の観点から、その上限を0.1
20%と規定する。
中から侵入する。このNは鋼中に固溶状態で存在すると
著しく脆化を促進する。そこで、本発明ではTiの添加
によって析出物としてNを無害化する。しかし、Nが
0.0100%を超えると、添加する必要のあるTi量が
増大し、コストアップになるのみならず加工性が劣化す
るので、0.0100%以下に抑制する。
るため、少なくともNの当量(3.43×N)以上の添加
を必要とするが、あまりにも多すぎると鋼の強化に必要
なCと析出物を形成して軟質化するので、その上限を
0.150%と規定する。
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
あるだけでなく、粒界を強化し水素脆性の発生を抑制す
る効果があり、必要に応じて添加する。添加する場合、
1.0%を超えると効果が飽和するため、1.0%以下と
する。
より連続鋳造や造塊法によって製造され、熱間圧延が行
われるが、これらの製造条件は特に制限されない。な
お、熱間圧延するに際しては、所定の圧延温度以上の温
度に加熱する必要があるが、鋳造後一旦常温付近まで冷
却後、再加熱しても、或いは高温のまま加熱炉に挿入し
ても、また鋳造後直接圧延しても特に問題はない。熱間
圧延はAr3変態点以上の温度で仕上げればよく、その後
の冷却条件、巻取温度についても特に限定されず、通常
の方法どおり、例えば、冷却は平均で30〜100℃/
secの範囲で、巻取りは750〜400℃で行えばよ
い。
が、冷間圧延率は例えば25〜70%程度でよい。次い
で連続焼鈍を施し、所定の強度の鋼板とするが、連続焼
鈍は以下の条件に規定する。
℃以下で行なう必要がある。Ac3変態点未満の温度では
均熱過程でフェライト組織が生成し、強度の確保が困難
になる。フェライト組織の存在は水素脆性の観点からは
有利であるが、均熱過程で化学成分に応じて所定量のフ
ェライト生成を制御するのは現実には困難なため、後述
するように冷却過程で生成させる方が容易である。一
方、1000℃を超える温度で加熱してもオーステナイ
ト単相組織であれば特に問題はないが、いたずらに高温
に加熱しても結晶粒径が大きくなり、コストアップにも
なるので、1000℃を上限とする。
で急冷を開始する。徐冷の速度は例えば1〜30℃/se
cでよい。急冷開始温度は、基本的にはオーステナイト
単相の組織の状態から行ない、マルテンサイトを生成さ
せ所定の強度を確保し得る温度である。したがって、急
冷開始温度はAr3変態点以上であることが望ましいが、
水素脆性の観点からはフェライト組織が存在した方が有
利であるので、強度が確保できる範囲であれば、少量の
フェライト組織は生成しても何ら問題はない。したがっ
て、急冷開始温度はAr3変態点−30℃までとする。な
お、ここでいう少量のフェライト組織とは面積率で20
%以下とする。また、急速冷却の速度は70℃/sec以
上であれば低温変態生成物が得られるのでこれを下限と
する。なお、冷却方法については、水焼入れ、水冷ロー
ル冷却、気水冷却ガスジェット冷却などその方法は問わ
ない。
点)以下まで行い、その後は150〜300℃で1〜1
5min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、急冷終了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すればよく、焼戻し処
理温度より低い場合は再加熱すればよい。焼戻し処理時
間は1min以上でないとその効果が殆ど認められず、一
方、15minより長いと設備が巨大化するのでこれを上
限と規定する。焼戻し処理温度は150℃より低いとそ
の効果が殆どないので、これを下限とする。一方、30
0℃超えでは比較的粗大な炭化物が析出し、大気及び塩
水噴霧などの腐食環境下での水素脆化試験で短時間で粒
界破壊を発生することが本発明者らは確認している。そ
の理由は必ずしも明確ではないが、成形加工時に炭化物
と母材との界面でボイドが生成し、そこに水素原子が集
まり、応力集中を高め、亀裂発生に至るのではないかと
考えられる。したがって、焼戻し処理温度の上限は30
0℃とする。
るために調質圧延を施してもよく、また亜鉛などのめっ
き処理を行なっても何ら問題はない。
熱した後、板厚3.0mmに熱間圧延し、480℃で巻取
った。酸洗後、板厚1.8mmまで冷間圧延し、表2に示
す条件でそれぞれ連続焼鈍を行った。0.3%の調質圧
延を施した後、機械的特性及び耐水素脆化特性を調査し
た。その結果を表3に示す。
0mmの短冊試験片を曲げ半径9RでU曲げ成形し、板間
が2R(=18mm)になるまで絞め込み、表面に膜厚20
μmの電着塗装を施した後、曲げ頂部にカッタでスリッ
トを入れ、0.5mol/リットルの硫酸+0.0001mol
/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600mV卑である電位を与え、割
れが発生する時間により評価した。
1、2、3、6、8)は980〜1670N/mm2の引張
強度と良好な加工性を示しており、割れ発生までの時間
も1000sec以上と長く耐水素脆化特性が優れてい
る。これらに対し、比較例(No.4、5、7)は、焼鈍条
件が本発明範囲から外れており、また、比較例(No.1
1、13)は化学成分が本発明範囲から外れており、そ
れぞれフェライト面積率が高くなりすぎ、所定の強度が
確保できていない。一方、比較例(No.9、10、12)
は焼鈍条件、化学成分のどちらかが本発明範囲から外れ
ており、割れ発生までの時間が300〜500secと短
く、本発明例との耐水素脆化特性の差は明らかである。
鋼板は、自動車のバンパーやドアインパクトビームなど
の強度部材として最適な980〜1670N/mm2級の
引張強度と加工性を有し、また使用時に問題となる水素
脆化に対して優れた耐性を有しており、上記の強度部
材、補強部材などの軽量化に優れた効果を発揮する。
Claims (3)
- 【請求項1】 重量%で(以下、同じ)、C:0.05〜
0.17%、Si:0.2〜1.5%、Mn:1.7〜3.5
%、P≦0.030%、S≦0.010%、Al:0.02
5〜0.120%、N≦0.0100%、Ti:3.43×
N〜0.150%を含み、残部が鉄及び不可避的不純物
からなることを特徴とする引張強度が980〜1670
N/mm2級で耐水素脆化特性の優れた超高強度冷延鋼
板。 - 【請求項2】 更にMo≦1.0%を含む請求項1に記載
の冷延鋼板。 - 【請求項3】 請求項1又は2に記載の化学成分を有す
る鋼スラブを常法により熱間圧延し、酸洗後、冷間圧延
して連続焼鈍するに際して、Ac3点〜1000℃で均熱
した後、徐冷し、Ar3点−30℃以上の温度から70℃
/sec以上の冷却速度でMs点以下まで冷却して、マルテ
ンサイト変態を生ぜしめ、以後、再加熱し若しくはその
まま、150〜300℃で1〜15minの焼戻し処理を
行うことを特徴とする引張強度が980〜1670N/
mm2級で耐水素脆化特性の優れた超高強度冷延鋼板の製
造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP27315193A JP3330207B2 (ja) | 1993-10-05 | 1993-10-05 | 耐水素脆化特性の優れた超高強度冷延鋼板とその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP27315193A JP3330207B2 (ja) | 1993-10-05 | 1993-10-05 | 耐水素脆化特性の優れた超高強度冷延鋼板とその製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH07102341A true JPH07102341A (ja) | 1995-04-18 |
JP3330207B2 JP3330207B2 (ja) | 2002-09-30 |
Family
ID=17523827
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP27315193A Expired - Lifetime JP3330207B2 (ja) | 1993-10-05 | 1993-10-05 | 耐水素脆化特性の優れた超高強度冷延鋼板とその製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JP3330207B2 (ja) |
Cited By (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH01203086A (ja) * | 1988-02-06 | 1989-08-15 | Kawashima Tekkosho:Kk | 縦型穀類選別機における選別制御方法 |
JP2007198895A (ja) * | 2006-01-26 | 2007-08-09 | Kobe Steel Ltd | 高強度鋼板の耐遅れ破壊性の評価方法 |
CN100410409C (zh) * | 2004-12-28 | 2008-08-13 | 株式会社神户制钢所 | 耐氢脆化特性及加工性优异的超高强度薄钢板 |
JP2011033600A (ja) * | 2009-08-06 | 2011-02-17 | Kobe Steel Ltd | 鋼板成形品の耐遅れ破壊性の評価方法 |
-
1993
- 1993-10-05 JP JP27315193A patent/JP3330207B2/ja not_active Expired - Lifetime
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Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH01203086A (ja) * | 1988-02-06 | 1989-08-15 | Kawashima Tekkosho:Kk | 縦型穀類選別機における選別制御方法 |
CN100410409C (zh) * | 2004-12-28 | 2008-08-13 | 株式会社神户制钢所 | 耐氢脆化特性及加工性优异的超高强度薄钢板 |
JP2007198895A (ja) * | 2006-01-26 | 2007-08-09 | Kobe Steel Ltd | 高強度鋼板の耐遅れ破壊性の評価方法 |
JP2011033600A (ja) * | 2009-08-06 | 2011-02-17 | Kobe Steel Ltd | 鋼板成形品の耐遅れ破壊性の評価方法 |
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---|---|
JP3330207B2 (ja) | 2002-09-30 |
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