JPH0790488A - 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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- JPH0790488A JPH0790488A JP26297693A JP26297693A JPH0790488A JP H0790488 A JPH0790488 A JP H0790488A JP 26297693 A JP26297693 A JP 26297693A JP 26297693 A JP26297693 A JP 26297693A JP H0790488 A JPH0790488 A JP H0790488A
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Landscapes
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【目的】 引張強度が１３７０〜１９６０Ｎ／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。 【構成】 Ｃ：０.１８〜０.３０％、Ｓi：０.２〜１.
５％、Ｍn：１.７〜３.５％、Ｐ≦０.０１０％、Ｓ≦
０.００５％、Ａl：０.０２５〜０.１２０％、Ｎ≦０.
０１００％、Ｔi：３.４３×Ｎ〜０.１５０％、Ｍo≦
１.０％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１３７０〜１９６０Ｎ／mm
2級で耐水素脆化特性の優れた超高強度冷延鋼板であ
る。こ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、Ａ
c3点〜１０００℃で均熱した後、徐冷し、Ａr3点以上の
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１〜２０min
の焼戻し処理を行うことにより製造される。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である。
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。 【構成】 Ｃ：０.１８〜０.３０％、Ｓi：０.２〜１.
５％、Ｍn：１.７〜３.５％、Ｐ≦０.０１０％、Ｓ≦
０.００５％、Ａl：０.０２５〜０.１２０％、Ｎ≦０.
０１００％、Ｔi：３.４３×Ｎ〜０.１５０％、Ｍo≦
１.０％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１３７０〜１９６０Ｎ／mm
2級で耐水素脆化特性の優れた超高強度冷延鋼板であ
る。こ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、Ａ
c3点〜１０００℃で均熱した後、徐冷し、Ａr3点以上の
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１〜２０min
の焼戻し処理を行うことにより製造される。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である。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、耐水素脆化特性の優れ
た引張強度が１３７０〜１９６０Ｎ／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。
た引張強度が１３７０〜１９６０Ｎ／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。
【０００２】
【従来の技術及び発明が解決しようとする課題】自動車
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。
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。
【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「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。
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。
【０００４】しかし、これまでのバンパー、ドアの補強
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。
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。
【０００５】特開平４−２６８０５３号公報に記載され
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。
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。
【０００６】水素脆性防止の観点から鋼の組織や成分を
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。
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。
【０００７】しかし、このような鋼は、プレス成形やロ
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。
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。
【０００８】本発明は、上記従来技術の問題点を解決し
て、引張強度が１３７０〜１９６０Ｎ／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。
て、引張強度が１３７０〜１９６０Ｎ／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。
【０００９】
【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：０.１８〜０.３０％、Ｓ
i：０.２〜１.５％、Ｍn：１.７〜３.５％、Ｐ≦０.０
１０％、Ｓ≦０.００５％、Ａl：０.０２５〜０.１２０
％、Ｎ≦０.０１００％、Ｔi：３.４３×Ｎ〜０.１５０
％、Ｍo≦１.０％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１３７０〜１９６
０Ｎ／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。
の手段として、本発明は、Ｃ：０.１８〜０.３０％、Ｓ
i：０.２〜１.５％、Ｍn：１.７〜３.５％、Ｐ≦０.０
１０％、Ｓ≦０.００５％、Ａl：０.０２５〜０.１２０
％、Ｎ≦０.０１００％、Ｔi：３.４３×Ｎ〜０.１５０
％、Ｍo≦１.０％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１３７０〜１９６
０Ｎ／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。
【００１０】また、その製造方法は、上記化学成分を有
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１〜２０minの焼戻し処理を行
うことを特徴としている。
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１〜２０minの焼戻し処理を行
うことを特徴としている。
【００１１】
【作用】以下に本発明を更に詳細に説明する。まず、本
発明における鋼の化学成分の限定理由について説明す
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。
【００１２】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、１３７０Ｎ／mm2以上の強度を
得るためには０.１８％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０.１８％と規定する。
には必須の元素であり、１３７０Ｎ／mm2以上の強度を
得るためには０.１８％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０.１８％と規定する。
【００１３】Ｓi：Ｓiは延性を劣化させることなく鋼を
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。
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。
【００１４】Ｍn：Ｍnは鋼の焼入れ性を高める元素で、
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。
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。
【００１５】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、粒界に偏析し易く脆化が起こり易く
なるため、０.０１０％以下とする。
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、０.０１０％以下とする。
【００１６】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、０.００５％以下に抑制する。
を劣化させるため、０.００５％以下に抑制する。
【００１７】Ａl：Ａlは脱酸のために０.０２５％以上
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。
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。
【００１８】Ｎ：Ｎは特に添加しなくても製鋼時に大気
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。
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。
【００１９】Ｔi：一方、ＴiはＮの析出固定を目的とす
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。
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。
【００２０】Ｍo：Ｍoは鋼の焼入れ性を高め連続焼鈍設
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
る効果がある。しかし、１.０％を超えると効果が飽和
するため、１.０％以下とする。
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
る効果がある。しかし、１.０％を超えると効果が飽和
するため、１.０％以下とする。
【００２１】次に本発明の製造方法について述べる。
【００２２】上記化学成分を有する鋼スラブは、常法に
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。
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。
【００２３】熱間圧延後は、酸洗し、冷間圧延を行う
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。
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。
【００２４】連続焼鈍の均熱はＡc3変態点以上１０００
℃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。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。
℃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。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。
【００２５】均熱後は、急冷開始温度まで徐冷し、次い
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変態点以上とする。これ以下ではフェ
ライトが生成し、強度の確保が困難になる。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。
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変態点以上とする。これ以下ではフェ
ライトが生成し、強度の確保が困難になる。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。
【００２６】急冷はマルテンサイト変態開始温度(Ｍs
点)以下まで行い、その後は１５０〜３００℃で１〜２
０min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、２０min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、焼戻し処理温度は３００℃を上限とす
る。
点)以下まで行い、その後は１５０〜３００℃で１〜２
０min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、２０min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、焼戻し処理温度は３００℃を上限とす
る。
【００２７】焼鈍後は、必要に応じて、形状を良好にす
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。
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。
【００２８】次に本発明の実施例を示す。
【００２９】
【００３０】表１に示す化学成分の鋼を１２００℃に加
熱した後、板厚２.８mmに熱間圧延し、５６０℃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。
熱した後、板厚２.８mmに熱間圧延し、５６０℃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。
【００３１】耐水素脆化特性については、３０mm×１５
０mmの短冊試験片を曲げ半径１２ＲでＵ曲げ成形し、板
間が２Ｒ(＝２４mm)になるまで絞め込み、表面に膜厚２
０μm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＋０.０００１m
ol／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。
０mmの短冊試験片を曲げ半径１２ＲでＵ曲げ成形し、板
間が２Ｒ(＝２４mm)になるまで絞め込み、表面に膜厚２
０μm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＋０.０００１m
ol／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。
【００３２】表３より明らかなように、本発明例(Ｎo.
１、２、３、６、８)は１３７０〜１９６０Ｎ／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７００sec以上と長く耐水素脆化特性が優れてい
る。
１、２、３、６、８)は１３７０〜１９６０Ｎ／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７００sec以上と長く耐水素脆化特性が優れてい
る。
【００３３】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、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。また、比較例(Ｎo.１０、１１)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ていない。
一方、比較例(Ｎo.９、１２、１３、１４)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２００〜４００sec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。
は、焼鈍条件が本発明範囲から外れており、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。また、比較例(Ｎo.１０、１１)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ていない。
一方、比較例(Ｎo.９、１２、１３、１４)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２００〜４００sec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。
【００３４】
【表１】
【００３５】
【表２】
【００３６】
【表３】
【００３７】
【発明の効果】以上詳述したように、本発明による冷延
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１３７０〜１９６０Ｎ／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。
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１３７０〜１９６０Ｎ／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 (2)
- 【請求項１】 重量％で(以下、同じ)、Ｃ：０.１８〜
０.３０％、Ｓi：０.２〜１.５％、Ｍn：１.７〜３.５
％、Ｐ≦０.０１０％、Ｓ≦０.００５％、Ａl：０.０２
５〜０.１２０％、Ｎ≦０.０１００％、Ｔi：３.４３×
Ｎ〜０.１５０％、Ｍo≦１.０％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１
３７０〜１９６０Ｎ／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】 請求項１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、１５
０〜３００℃で１〜２０minの焼戻し処理を行うことを
特徴とする引張強度が１３７０〜１９６０Ｎ／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 |
|---|---|---|---|
| JP26297693A JPH0790488A (ja) | 1993-09-27 | 1993-09-27 | 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 |
|---|---|---|---|
| JP26297693A JPH0790488A (ja) | 1993-09-27 | 1993-09-27 | 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 (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0790488A true JPH0790488A (ja) | 1995-04-04 |
Family
ID=17383170
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP26297693A Withdrawn JPH0790488A (ja) | 1993-09-27 | 1993-09-27 | 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) | JPH0790488A (ja) |
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100470652B1 (ko) * | 2000-12-20 | 2005-03-07 | 주식회사 포스코 | 성형성이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법 |
| US7507307B2 (en) * | 2002-06-10 | 2009-03-24 | Jfe Steel Corporation | Method for producing cold rolled steel plate of super high strength |
| WO2009096595A1 (ja) * | 2008-01-31 | 2009-08-06 | Jfe Steel Corporation | 高強度鋼板とその製造方法 |
| WO2010032428A1 (ja) | 2008-09-17 | 2010-03-25 | 新日本製鐵株式会社 | 高強度厚鋼板およびその製造方法 |
| WO2010055609A1 (ja) | 2008-11-11 | 2010-05-20 | 新日本製鐵株式会社 | 高強度厚鋼板およびその製造方法 |
| JP2010242164A (ja) * | 2009-04-06 | 2010-10-28 | Jfe Steel Corp | 自動車構造部材用高強度溶接鋼管の製造方法 |
| CN103572159A (zh) * | 2012-07-18 | 2014-02-12 | 株式会社神户制钢所 | 耐氢脆化特性优越的超高强度冷轧钢板及其制造方法 |
| CN105074040A (zh) * | 2013-02-19 | 2015-11-18 | 株式会社神户制钢所 | 弯曲性优异的高强度冷轧钢板 |
-
1993
- 1993-09-27 JP JP26297693A patent/JPH0790488A/ja not_active Withdrawn
Cited By (18)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100470652B1 (ko) * | 2000-12-20 | 2005-03-07 | 주식회사 포스코 | 성형성이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법 |
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| KR101225404B1 (ko) * | 2008-01-31 | 2013-01-22 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 고강도 강판 및 그 제조 방법 |
| WO2009096595A1 (ja) * | 2008-01-31 | 2009-08-06 | Jfe Steel Corporation | 高強度鋼板とその製造方法 |
| JP2009203549A (ja) * | 2008-01-31 | 2009-09-10 | Jfe Steel Corp | 高強度鋼板とその製造方法 |
| US8840834B2 (en) | 2008-01-31 | 2014-09-23 | JFE Steel Coporation | High-strength steel sheet and method for manufacturing the same |
| WO2010032428A1 (ja) | 2008-09-17 | 2010-03-25 | 新日本製鐵株式会社 | 高強度厚鋼板およびその製造方法 |
| EP2267177A4 (en) * | 2008-09-17 | 2011-06-22 | Nippon Steel Corp | HIGH-RESISTANCE STEEL PLATE AND METHOD FOR THE PRODUCTION THEREOF |
| US8216400B2 (en) | 2008-09-17 | 2012-07-10 | Nippon Steel Corporation | High-strength steel plate and producing method therefor |
| US8500924B2 (en) | 2008-11-11 | 2013-08-06 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | High-strength steel plate and producing method therefor |
| WO2010055609A1 (ja) | 2008-11-11 | 2010-05-20 | 新日本製鐵株式会社 | 高強度厚鋼板およびその製造方法 |
| JP2010242164A (ja) * | 2009-04-06 | 2010-10-28 | Jfe Steel Corp | 自動車構造部材用高強度溶接鋼管の製造方法 |
| CN103572159A (zh) * | 2012-07-18 | 2014-02-12 | 株式会社神户制钢所 | 耐氢脆化特性优越的超高强度冷轧钢板及其制造方法 |
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| EP2960353A4 (en) * | 2013-02-19 | 2016-10-05 | Kobe Steel Ltd | HIGH-FIXED COLD-ROLLED STEEL PLATE WITH EXCELLENT BENDING CAPACITY |
| EP3421635A1 (en) * | 2013-02-19 | 2019-01-02 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) | High-strength cold-rolled steel sheet having excellent bendability |
| CN109266955A (zh) * | 2013-02-19 | 2019-01-25 | 株式会社神户制钢所 | 高强度冷轧钢板 |
| US10329635B2 (en) | 2013-02-19 | 2019-06-25 | Kobe Steel, Ltd. | High-strength cold-rolled steel sheet having excellent bendability |
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|---|---|---|---|
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