JP3514276B2

JP3514276B2 - 耐遅れ破壊特性に優れた超高強度鋼板及びその製造方法

Info

Publication number: JP3514276B2
Application number: JP27139095A
Authority: JP
Inventors: 康伸長滝; 佳弘細谷
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 1995-10-19
Filing date: 1995-10-19
Publication date: 2004-03-31
Anticipated expiration: 2015-10-19
Also published as: JPH09111398A

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、例えば、自動車の
ドアインパクトバーやバンパーリインホースメントなど
の保安部品に使用される耐遅れ破壊特性に優れた超高強
度鋼板、及びその製造方法に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】近年、自動車の衝突時の乗員安全性向上
の観点から、ドアインパクトバーやバンパーリインホー
スメントなどの保安部品に、引張強度が９８０MPa を越
える超高強度鋼板が採用されるケースが増えている。と
ころが、このように鋼板強度が高まると、腐食反応等に
より鋼中に侵入する水素に起因した遅れ破壊の危険性が
高くなるという問題点が生じる。

【０００３】このような問題に対処するための鋼板とし
て、例えば特開昭６３ー１７９０４６号及び特開平７ー
５４１９４号には、耐遅れ破壊特性を考慮した超高強度
鋼板が開示されている。

【０００４】特開昭６３ー１７９０４６号に開示される
技術は、焼鈍工程において高温域での焼鈍を行うことに
よりＣの濃化を少なくしてオーステナイトとして残る量
を５％以下にし、これによって絞り加工及び耐置き割れ
性に優れた高強度薄鋼板を得る技術である。特開平７ー
５４１９４号に開示される技術は、１００kgｆ／mm²以
上の引張強さを有する鋼板の少なくとも片面に、Ni又は
Ni基合金めっきを５０〜３００mg／m²施し、かつその上
層にZn又はZn基合金めっきを１〜５０ｇ／m²施すことに
より、耐遅れ破壊性に優れた高張力冷延鋼板を得る技術
である。

【０００５】

【発明が解決しようとする課題】特開昭６３ー１７９０
４６号に開示される鋼板においては、エチルアルコール
に７日間浸漬した後の試料１個当たりの置き割れ長さ
を、特開平７ー５４１９４号に開示される鋼板において
は、食塩水に１週間浸漬した後の割れの発生を、それぞ
れ耐遅れ破壊性についての指標として使用している。こ
れらは、水素侵入量に換算すると２〜３ppm 程度に相当
する。

【０００６】ところが、近年、材料の安全性の面から、
水素侵入量がより多い状況下においても遅れ破壊が生じ
ない超高強度鋼板が求められており、前記従来の技術に
係る鋼板は、必ずしもこれらのニーズに応えられないと
いう問題点を有する。

【０００７】本発明はこの問題点を解決するするために
なされたもので、１０ppm 程度の水素侵入がある場合に
おいても優れた耐遅れ破壊性を有する高強度鋼板及びそ
の製造方法を提供することを目的とする。

【０００８】

【課題を解決するための手段】上記課題は、重量％で
Ｃ：0.08〜0.18％、Si：１％以下, Mn：1.2 〜1.8 ％、
Ｐ：0.03％以下（ゼロを含む）、Ｓ：0.01％以下（ゼロ
を含む）、sol.Al：0.01〜0.1 ％、Ｎ：0.005 ％以下
（ゼロを含む）、Ｏ：0.005%以下（ゼロを含む）、Ｂ：
5 〜25ppm に加えて、Nb：0.005 〜0.04％、Ti：0.005
〜0.04％、Zr：0.005 〜0.04％のうち１種または２種以
上を含有し、残部が実質的にFe及び不可避不純物からな
り、Ｃeqと引張強度TSが下記の(1) 式及び(2) 式の範囲
にあり、体積率80％以上のマルテンサイト相で構成され
ることを特徴とする、耐遅れ破壊特性に優れた超高強度
鋼板により解決される。

【０００９】 TS (MPa) ≧ 2270 ×Ｃeq + 260 …… (1) Ｃeq≦0.5 …… (2) ただしＣeq =Ｃ + Si / 24 + Mn / 6 である。

【００１０】また、耐遅れ破壊特性に優れた超高強度鋼
板は、上記成分を有する鋼を熱間圧延・酸洗後、冷間圧
延し、連続焼鈍を行なう際、800 ℃以上で均熱後、下記
の(3) 式で定まる急冷開始温度 (Tq) から300 ℃/sec以
上の冷速で100 ℃以下まで急冷し、その後、300 ℃未満
で焼戻すことにより製造される。

【００１１】 Tq≧ 700-100×Ｃ％＋15×Si％−24×Mn％ −70000 ×Ｂ％＋20000 ×Ｏ％ …… (3) 本発明者らは、良好な耐遅れ破壊特性を有する超高強度
鋼板を得るための成分設計を鋭意検討した。この結果、

【００１２】(1) 各種添加元素量が多くなると必然的に
鉄格子の歪みを増加させるが、水素が侵入するとこのよ
うな歪みに偏析して内部応力を高めて耐遅れ破壊特性に
悪影響を及ぼす。このため、高強度を得るために最も量
多く添加するＣ、Si、Mnを、所定の強度に対して必要最
低限量とする。

【００１３】(2) このため、構成組織は低温変態相の中
で最も硬質なマルテンサイト相とし、かつ、組織の不均
一性に起因した加工時の局部的な歪集中を避けるためマ
ルテンサイト相の体積率を80％以上とする。

【００１４】(3) 遅れ破壊は粒界破壊を伴うため、Ｂを
適量添加し粒界を強化する。ここでＢを有効に作用させ
るためにNb、Ti、Zrを適量添加してＮを窒化物として固
定させる。

【００１５】(4) さらに、介在物の中でも最終製品段階
において粒界に存在しやすい酸化物を低減させるため、
Ｏ含有量を低減する。の4 点を全て満たすことが、良好
な耐遅れ破壊特性を有する鋼板とするために極めて有効
であることが明確となった。このような知見をもとに、
本発明を完成させた。

【００１６】以下に本発明の各限定理由を述べる。Ｃ：0.08〜0.18％Ｃは鋼板の強度を確保する上で必須の元素であるため、
0.08％を最低限量として添加するが、同時に最も鉄格子
を歪ませる元素でもあるため、上限を0.18％とする。

【００１７】Si :１% 以下 Siも強度を確保する上で重要な元素であるが、Ｃと同様
過剰に添加させると鉄格子の歪が大きくなるので上限を
１％とする。

【００１８】Mn : 1.2〜1.8% Mnは鋼板の焼入れ性を向上させるのに最も安価で有効な
元素であるため添加する。下限はこれ以下では十分な焼
入れ性が確保できず、このため、他の固溶強化元素を多
量に添加しなければならなくなるため規定する。上限
は、鉄格子の歪が大きくなるため規定する。

【００１９】Ｐ: 0.03％以下Ｐは粒界に偏析して脆化させる元素であるため、耐遅れ
破壊特性に悪影響を及ぼす。このため、上限を0.03％と
する。（ゼロを含む）

【００２０】Ｓ: 0.01% 以下Ｓは、含有量が多くなると介在物（MnＳ）が増加して耐
遅れ破壊特性に悪影響を及ぼす。このため、上限を0.01
％とする。（ゼロを含む）

【００２１】sol.Al : 0.01 〜0.1 ％ Alは、鋼の脱酸のために添加されるが、sol.Alで0.01％
未満ではシリケート介在物が残り耐遅れ破壊特性に悪影
響を及ぼす。また、0.1％を超えて添加すると表面疵の
増加を招き耐遅れ破壊特性に悪影響を及ぼす。以上の理
由から、sol.Alの添加量を0.01〜0.1 ％に規定する。

【００２２】Ｎ： 0.005％以下Ｎは、含有量が多いとAlＮ、あるいは本発明で必須添加
するNb, Ti, Zrなどの炭窒化物が粗大化あるいは増加し
て粒界強度を低下させて耐遅れ破壊特性に悪影響を及ぼ
す。このため、上限を0.005 ％とする。（ゼロを含む）

【００２３】Ｏ: 0.005 ％以下Ｏは、この含有量が多いと酸化物が増加することを意味
する。しかも、酸化物は介在物の中でも最も早期に鋼中
に形成されて、硫化物、炭窒化物などはこれを核として
析出粗大化する。最終製品組織中では、このような介在
物は旧オーステナイト粒界に存在しやすく、粒界強度を
脆弱化させて耐遅れ破壊特性に悪影響を及ぼす。このた
め、Ｏの含有量は上限を0.005 ％とする。（ゼロを含
む）

【００２４】Ｂ: 5 〜25ppm Ｂは粒界に偏析して粒界を強化する元素であり、耐遅れ
破壊特性を向上させる上で非常に重要な添加元素であ
る。下限は、これ以下では所望の効果が得られないため
規定する。上限は、これ以上添加しても効果が飽和する
ばかりか、粒内にも固溶し始めて鉄格子の歪が大きくな
るため規定する。

【００２５】Nb, Ti, Zr : それぞれ0.005 〜0.04％の
うち1 種または2 種以上を含有上述したように、これらの元素はＢの効果を有効に作用
させるために添加する。それぞれの下限は、これ以下で
はＮを固定できないため規定する。一方、過剰に添加す
ると炭窒化物が粗大化あるいは増加して粒界強度を低下
させて耐遅れ破壊特性に悪影響を及ぼすので、上限を規
定する。

【００２６】その他の添加元素については、上記以外は
本発明の効果を損なわない限り添加することを許され
る。本発明において、「残部が実質的にFe及び不可避不
純物からなる」とは、Fe及び不可避不純物の他に、本発
明の効果を損なわない限り他の元素が含まれ得ることを
意味する。例えば、Cr、Cu、Ni、Mo、Co、Ｗなどであれ
ば0.5 ％以下、Sn、Sbなどであれば0.01％以下であれ
ば、本発明の効果を損なわないので添加してもよい。

【００２７】本発明においては、これらの成分の条件に
加え、前記(1) 、(2) 式を満たすこと、及びマルテンサ
イト相の体積率を80％以上とすることを構成要件として
いる。これらについて以下に説明する。

【００２８】まず、本発明において使用する耐遅れ破壊
特性の評価法について説明する。薄鋼板の場合、加工さ
れることが前提となるが、この加工時に鋼板中に導入さ
れる歪は耐遅れ破壊特性を劣化させる。このため、本発
明では、図４に示すように超高強度鋼板における代表的
加工様式である曲げ加工( 曲げＲ＝５mmは最も標準的な
加工) を加え、ボルト締めにより加工部に応力を負荷し
た試験片を用意する。

【００２９】まず、図４に示すように、本発明供試体お
よび比較供試体のそれぞれから、端面を機械研削した、
２つの穿孔２を有する、幅(c) ３０mm×長さ(d) １００
mmの短冊状試験片1 を調製し、次いで、短冊状試験片１
に、その中央部において、半径５mmで曲げ加工を施し、
次いで、異種金属の接触による局部電池の形成を回避す
るための４弗化エチレン樹脂製のワッシャ３を、上述し
た２つの穿孔２に装着して、ステンレスボルト４によっ
て、上記短冊状試験片１の両端間の間隔(e) が１０mmに
なるまで短冊状試験片１を締め付けて、曲げ加工部に応
力を負荷する。なお、試験片は、機械的性質の劣る圧延
直角方向に曲げている。また、ボルト締めにより加工部
に負荷される応力は、それぞれのサンプルの引張強度に
ほぼ対応させる。このように試験片を準備した後、電気
分解法により水素を侵入させる。

【００３０】電気分解法を利用するのは、食塩水中な
どの腐食環境に保持するよりも多量の水素を侵入させる
ことができること、腐食環境による試験では表層の加
工度と負荷応力の高い部分が侵食され、試験の進行とと
もに材料側の条件が緩和されていく( 水素侵入量は増加
する) が、電気分解法ではこのようなことがないので、
より厳しい評価ができること、のためである。

【００３１】具体的には、図４に示す試験片を２０mg／
ｌのAs₂O₃を加えた0.1 規定NaOH水溶液中に浸漬し、サ
ンプルを陰極として１０mA/cm²の電流密度で電気分解し
て、破壊時間を測定する。

【００３２】耐遅れ破壊特性評点は破壊時間から評価し
ており、１点：３０分以内、２点：３０分〜１時間、３
点：１〜1.5 時間、４点：1.5 〜２時間、５点：２時間
以上としている。本発明鋼は、この耐遅れ破壊特性評点
が4 〜5 点となるものである。電解1.5 時間で水素侵入
量は約１０ppm に達しており、このような多量の水素侵
入に耐えられれば、自動車部品としては申し分のない耐
遅れ破壊特性を有していると判断される。

【００３３】図１は耐遅れ破壊特性に及ぼすTSとＣeqお
よびマルテンサイト体積率の影響を示す図である。図１
において、横軸はTS-(2270×Ｃeq＋260 ）の値を示し、
縦軸はマルテンサイト体積率を示す。図中、○、△、□
は、前記本発明の規定成分を有する発明成分鋼を示し、
上記評価法で、○は４〜５点のもの、△は２〜３点のも
の、□は１点のものを示す。なお、×は上記規定成分外
即ち本発明以外の比較成分鋼を示すが、これらの比較成
分鋼においては、上記評価法による評価はいずれも１〜
３点であった。図１から明らかなように、○はTS-(2270
×Ｃeq＋260 ）≧０かつマルテンサイト体積率が８０％
以上の部分に集中しているので、この範囲を本発明の限
定範囲とする。

【００３４】TS-(2270×Ｃeq＋260 ）≧０でないと良好
な特性が得られない理由は、TSに対して適正なＣeqを超
えると鉄格子の歪みが増加し、水素が侵入するとこのよ
うな歪みに偏析して内部応力を高めて耐遅れ破壊特性に
悪影響を及ぼすためであると考えられる。また、マルテ
ンサイト相の体積率が80％未満となると良好な特性が得
られないのは、組織の不均一性に起因した加工時の局部
的な歪集中から、耐遅れ破壊特性が劣化するためである
と考えられる。マルテンサイト相の残部は特に規定しな
いが、実質的にフェライト及びベイナイトで構成され
る。

【００３５】次に、耐遅れ破壊特性に優れた超高強度鋼
板を効率的に製造するための方法について説明する。

【００３６】本発明のように低Ｃeqの鋼で超高強度を得
る方法としては、熱間圧延- 酸洗-冷間圧延後の焼鈍工
程において、所望のオーステナイト体積率を得るため８
００℃以上で均熱した後水焼入れあるいは気水冷却など
により急冷することが必要となる。このような急速冷却
を効率的に行なうには、急冷処理のできる連続焼鈍設備
で焼鈍することが良い。

【００３７】図２は、前述した耐遅れ破壊特性評点と、
急冷開始温度Tqとの関係を示す図である。図２におい
て、横軸は、（Tq−（ 700-100×Ｃ％＋15×Si％−24×
Mn％−70000 ×Ｂ％＋20000 ×Ｏ％））を示し、縦軸は
耐遅れ破壊特性評点を示す。○は、前記本発明の成分を
有する発明成分鋼、×は本発明の成分以外の成分を有す
る比較成分鋼である。比較成分鋼では評点４以上が得ら
れないが、本発明成分鋼においても、（Tq−（ 700-100
×Ｃ％＋15×Si％−24×Mn％−70000 ×Ｂ％＋20000 ×
Ｏ％））が負であると評点４以上が得られない場合があ
る。これは、この値が０以上でないと体積率８０％以上
のマルテンサイト相が確実に得られないためである。つ
まり、オーステナイト安定化元素であるＣ、Mnあるいは
フェライト析出を抑制するＢが増加すれば、より低い急
冷開始温度としても所望の体積率のマルテンサイト相が
得られるのに対し、フェライト安定化元素であるSiやフ
ェライトの析出核となる酸化物が増えれば、より高い急
冷開始温度とする必要があるためである。

【００３８】図２の結果より、本発明においては、急冷
開始温度Tqを、Tq≧ 700-100×Ｃ％＋15×Si％−24×Mn
％−70000 ×Ｂ％＋20000 ×Ｏ％ …… (3) とす
る。

【００３９】均熱温度の上限はとくに規定しないが、90
0 ℃以下とすることが望ましい。これは900 ℃超になる
と結晶粒が粗大化し、耐遅れ破壊特性が劣化するためで
ある。また、均熱終了から急冷開始までの冷却速度はと
くに規定しない。連続焼鈍ラインにそった冷却速度を選
定すればよい。

【００４０】急冷速度は、マルテンサイト組織が安定し
て得られるように３００℃/sec以上とし、１００℃以下
まで急冷する必要がある。また、急冷後には、靭性向上
あるいは内部応力緩和のために焼戻しを施す場合が有る
が、この温度としては、強度が大きく低下せず、かつ、
旧オーステナイト粒界にセメンタイトが析出しない３０
０℃未満が好ましい。時間は６０sec以上が好ましい。

【００４１】

【発明の効果】本発明においては、鋼の成分値を上記の
ように規定し、かつマルテンサイト相の体積率が80％以
上となるようにしているので、１０ｐｐｍ程度の水素侵
入がある場合においても優れた耐遅れ破壊性を有する高
強度鋼板が得られる。

【００４２】また、上記規定成分を持った鋼から鋼板を
製造する過程において、急冷開始温度の下限をを成分値
との関係において規定しているので、確実に耐遅れ破壊
性を有する高強度鋼板を製造することができる。

【００４３】

【実施例】本発明による耐遅れ破壊特性の優れた超高強
度鋼板の実施例を以下に示す。まず、表１に示す本発明
成分鋼Ａ〜Ｎおよび表２に示す比較成分鋼ａ〜ｒを転炉
にて溶製した。表１、表２において、各Ｎ、Ｂ、Ｏの成
分値の単位はppm であり、その他の成分値の単位は重量
％である。また、Ｃeq =Ｃ + Si / 24 + Mn / 6であ
る。網かけを施した成分値は、本発明の規定成分値より
外れた値であることを示す。

【００４４】これらの鋼を鋳造し、加熱温度１２００
℃、仕上げ温度≧Ar3 、巻き取り温度６５０℃で板厚３
mmの熱間圧延鋼帯とした。この後、酸洗・冷圧により板
厚1.4mm として、水焼入れ・ロール冷却兼用設備を有す
る連続焼鈍炉で表３、表４、表５に示す条件で熱処理を
施した。このようにして得られた種々の鋼板の引張強度
と耐遅れ破壊特性を、表３、表４、表５にあわせて示し
た。なお、水焼き入れ・ロール冷却での冷却速度はそれ
ぞれ７００℃/sec、１５０℃/secであった。

【００４５】表３、表４、表５において、急冷タイプの
欄のＷＱは水焼入れ、ＲＱはロール冷却を示し、組織の
欄のＦはフェライト、Ｂはベイナイト、Ｍはマルテンサ
イトをそれぞれ示す。また、網かけを施してある数字
は、本発明の規定範囲から外れるものを示す。

【００４６】表３、表４、表５から明らかなように、本
発明の実施例の鋼板においては、いずれも耐遅れ破壊特
性評点は４及び５であるが、比較例の鋼板においては３
以下であり、本発明が優れていることがわかる。耐遅れ
破壊特性評点は４及び５とは、水素侵入量１０ppm 以上
に耐えられることを示しており、本発明の課題が達成さ
れている。

【００４７】TSとＣeqの関係あるいはマルテンサイト体
積率が本発明範囲にあるものでも、Ｂ添加量、あるいは
Ｏ含有量が適切でない表５中のNo. ３７、３８、４１、
４２、４３、４５などは、耐遅れ破壊特性が劣ってい
る。

【００４８】なお、表３中のNo. ５、１５、１６におい
ては、請求項２の発明の範囲外の製造方法であるにも係
わらず、請求項１に記載の超高強度鋼板が得られてお
り、これらの鋼においては、耐遅れ破壊特性評点は４又
は５となっている。これは、図２において、（Tq−（ 7
00-100×Ｃ％＋15×Si％−24×Mn％−70000 ×Ｂ％＋20
000 ×Ｏ％））が負であっても、耐遅れ破壊特性評点は
４又は５のものが得られる場合があることに対応してい
る。

【００４９】また、図３は、耐遅れ破壊特性に及ぼすＯ
含有量の影響を示しており、横軸はＯ含有率、縦軸は耐
遅れ破壊特性評点を示している。○は、本発明の規定成
分値を有する発明成分鋼、×は、本発明の規定成分以外
の成分値を有する比較成分鋼を示す。また、図３に示さ
れるものは、いずれも、 TS (MPa) ≧ 2270 ×Ｃeq+26
0、及びＣeq≦0.5 の関係を満たすものである。図３か
ら明らかなように、Ｏが５０ppm超えのものは、いずれ
も耐遅れ破壊特性評点が３以下である。図３より、Ｏの
含有量を50ppm 以下に制御することの重要性がわかる。

【００５０】

【表１】

【００５１】

【表２】

【００５２】

【表３】

【００５３】

【表４】

【００５４】

【表５】

【図面の簡単な説明】

【図１】耐遅れ破壊特性に及ぼすTSとＣeqおよびマル
テンサイト体積率の影響を示す図である。

【図２】耐遅れ破壊特性評点と、急冷開始温度Tqとの
関係を示す図である。

【図３】耐遅れ破壊特性に及ぼすＯ含有量の影響を示
す図である。

【図４】耐遅れ破壊特性評価用試験片の作製手順を示
す図である。

【符号の説明】

１短冊状試験片２穿孔３ワッシャ４ステンレスボルト

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (58)調査した分野(Int.Cl.⁷，ＤＢ名) C22C 38/00 301 C21D 8/02 C21D 9/52 101 C22C 38/14

Claims

(57)【特許請求の範囲】

【請求項１】重量％でＣ：0.08〜0.18％、Si：１％以
下、Mn：1.2 〜1.8％、Ｐ：0.03％以下（ゼロを含
む）、Ｓ：0.01％以下（ゼロを含む）、sol.Al：0.01〜
0.1 ％、Ｎ：0.005 ％以下（ゼロを含む）、Ｏ：0.005%
以下（ゼロを含む）、Ｂ：5 〜25ppm に加えて、Nb：0.
005 〜0.04％、Ti：0.005 〜0.04％、Zr：0.005〜0.04
％のうち１種または２種以上を含有し、残部が実質的に
Fe及び不可避不純物からなり、Ｃeqと引張強度TSが下記
の(1) 式及び(2) 式の範囲にあり、体積率80％以上のマ
ルテンサイト相で構成されることを特徴とする、耐遅れ
破壊特性に優れた超高強度鋼板。 TS (MPa) ≧ 2270 ×Ｃeq + 260 …… (1) Ｃeq≦0.5 …… (2) ただしＣeq =Ｃ + Si / 24 + Mn / 6
【請求項２】重量％でＣ：0.08〜0.18％、Si：１％以
下、Mn：1.2 〜1.8％、Ｐ：0.03％以下（ゼロを含
む）、Ｓ：0.01％以下（ゼロを含む）、sol.Al：0.01〜
0.1 ％、Ｎ：0.005 ％以下（ゼロを含む）、Ｏ：0.005%
以下（ゼロを含む）、Ｂ：5 〜25ppm に加えて、Nb：0.
005 〜0.04％、Ti：0.005 〜0.04％、Zr：0.005〜0.04
％のうち１種または２種以上を含有し、残部が実質的に
Fe及び不可避不純物からなり、Ｃeqと引張強度TSが下記
の(1) 式及び(2) 式の範囲にある鋼を熱間圧延・酸洗
後、冷間圧延し、連続焼鈍を行なう際、800 ℃以上で均
熱後、下記の(3) 式で定まる急冷開始温度 (Tq) から30
0 ℃/sec以上の冷速で100 ℃以下まで急冷し、その後、
300 ℃未満で焼戻すことを特徴とする耐遅れ破壊特性に
優れた超高強度鋼板の製造方法。 TS (MPa) ≧ 2270 ×Ｃeq + 260 …… (1) Ceq ≦0.5 …… (2) ただしＣeq =Ｃ + Si / 24 + Mn / 6 Tq≧ 700-100×Ｃ％＋15×Si％−24×Mn％−70000 ×Ｂ
％＋20000 ×Ｏ％ ……(3)